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CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES DIVISIÓN DE ESTUDIOS DE POSGRADO EFECTO EN LA MICROESTRUCTURA Y PROPIEDADES MECÁNICAS DE LOS ACEROS ESTRUCTURALES SOLDADOS A DIFERENTES PROFUNDIDADES EN AMBIENTE MARINOS POR MEDILEINI FLORES LUNA MONOGRAFÍA EN OPCIÓN COMO ESPECIALISTA EN TECNOLOGÍA DE LA SOLDADURA INDUSTRIAL SALTILLO, COAHUILA, [] NOVIEMBRE DEL 2014
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CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES
DIVISIÓN DE ESTUDIOS DE POSGRADO
EFECTO EN LA MICROESTRUCTURA Y PROPIEDADES MECÁNICAS DE LOS ACEROS ESTRUCTURALES SOLDADOS A DIFERENTES
PROFUNDIDADES EN AMBIENTE MARINOS
POR
MEDILEINI FLORES LUNA
MONOGRAFÍA
EN OPCIÓN COMO ESPECIALISTA EN TECNOLOGÍA DE LA SOLDADURA INDUSTRIAL
SALTILLO, COAHUILA, [] NOVIEMBRE DEL 2014
CORPORACIÓN MEXICANA DE INVESTIGACIÓN EN MATERIALES
DIVISIÓN DE ESTUDIOS DE POSGRADO
EFECTO EN LA MICROESTRUCTURA Y PROPIEDADES MECÁNICAS DE LOS ACEROS ESTRUCTURALES SOLDADOS A DIFERENTES
PROFUNDIDADES EN AMBIENTE MARINOS
POR
MEDILEINI FLORES LUNA
MONOGRAFÍA
EN OPCIÓN COMO ESPECIALISTA EN TECNOLOGÍA DE LA SOLDADURA INDUSTRIAL
SALTILLO, COAHUILA, [] NOVIEMBRE DEL 2014
AGRADECIMIENTOS
A Dios por haberme dado una familia que me apoyara para poder
desarrollarme académicamente y permitirme vivir hasta estos momentos de mi
vida.
A la Corporación Mexicana De Investigación En Materiales (COMIMSA).
Al Consejo Nacional De Ciencia Y Tecnología (CONACYT).
Al comité académico, al M.C. Fernando Macías López, el Dr. José Jorge
Ruiz Mondragón y los dos asesores M.C. Fidencio Jesús García Mendoza y
M.C. Alfonso Ballesteros Hinojosa por compartir parte de sus conocimientos y
su tiempo para lograr el desarrollo de esta monografía.
Y A todas las personas que creyeron en esta servidora en especial
agradecimiento a mi madre y amigos por su apoyo incondicional; Alejandra M.
Gil Gallegos, Octavio Cuevas Mata, Selma Lucero de León Salas, Luis Mario
Zuñiga, Sheila Patricia, J. Carlos Montoya B.y a Nestor Fernando Chi Martinez
por todo su apoyo.
DEDICATORIAS
Especial dedicatoria a quien es la musa de todos mis sueños y el pincel
de todas mis obras.
Mi madre Violeta Luna Torres
ÍNDICE
SÍNTESIS ..................................................................................................... 10
CAPÍTULO 1. INTRODUCCIÓN ................................................................... 12
1.1 Antecedentes ................................................................................... 12
1.2 Objetivos generales y específicos ................................................... 15
1.2.1 Objetivo general ........................................................................ 15
1.2.2 Objetivo específico .................................................................... 15
1.3 Justificación ..................................................................................... 16
1.4 Planteamiento del problema ............................................................ 16
1.5 Aportación tecnológica..................................................................... 17
1.6 Alcance ............................................................................................ 17
CAPITULO 2. ESTADO DEL ARTE ............................................................. 19
2.1 Soldadura aplicada en ambientes marinos. ..................................... 19
2.1.1 Soldadura húmeda: ................................................................... 20
2.1.2 Soldadura seca ......................................................................... 22
2.1.3 Proceso de soldadura húmeda MMAW ..................................... 25
2.2 Aceros estructurales ........................................................................ 28
2.2.1 Aplicaciones costa fuera ........................................................ 28
2.2.2 Clasificación de aceros estructurales usados en plataformas marinas .................................................................................................. 31
2.2.3 Composición química ............................................................. 34
2.2.3.1 Elementos aleantes ................................................................. 34
2.2.3.2 Carbono equivalente ............................................................... 36
2.2.3.3 Soldabilidad de los aceros en ambientes marinos .............. 36
2.2.4 Metalurgia de la soldadura para aceros estructurales ......... 37
2.2.4.1 Solidificación ........................................................................... 37
2.3 Efectos de la profundidad sobre la metalurgia de la soldadura 43
2.3.1 Relación profundidad-presión ............................................... 43
2.3.2 Efecto de la presión sobre el proceso MMAW ...................... 45
2.3.3 Defectos provocados por la profundidad ............................. 47
2.3.3.1 Porosidad ................................................................................. 47
2.3.3.2 Fragilidad por el hidrógeno: ................................................... 53
2.3.3.3 Inclusión .................................................................................. 59
2.3.4 Efecto de la profundidad en el mar sobre la composición química de los aceros estructurales .................................................. 60
2.3.4.1 Presión parcial......................................................................... 63
2.3.5 Transformación de fases a partir de la austenita, en soldadura de acero de bajo carbono ................................................................... 66
2.3.6 Efecto de la profundidad en el mar sobre la microestructura de los aceros estructurales .............................................................................. 75
2.3.7 Propiedades mecánicas ......................................................... 83
CAPITULO 3 DISCUSIÓN Y ANÁLISIS DE BIBLIOGRAFÍA ....................... 87
CAPÍTULO 4 CASO DE ESTUDIO ................. ¡Error! Marcador no definido.
4.1 Descripción de la metodología ....... ¡Error! Marcador no definido.
4.2 Caracterización del material base .. ¡Error! Marcador no definido.
4.3 Material de aporte ............................ ¡Error! Marcador no definido.
4.4 Caracterización microestructural. ...... ¡Error! Marcador no definido.
4.5 Pruebas de dureza y ensayos mecánicos¡Error! Marcador no definido.
4.6 Resultados ......................................... ¡Error! Marcador no definido.
4.6.1 Resultados de la porosidad e inclusiones¡Error! Marcador no definido.
4.6.2 Resultados de pruebas mecánicas.¡Error! Marcador no definido.
4.6.3 Resultados de microdureza ..... ¡Error! Marcador no definido.
4.6.4 Resultados de metalografia ..... ¡Error! Marcador no definido.
4.7 Análisis de resultados ........................ ¡Error! Marcador no definido.
CAPÍTULO 5 CONCLUSIONES .................... ¡Error! Marcador no definido.
BIBLIOGRAFÍA ............................................... ¡Error! Marcador no definido.
ÍNDICE DE TABLAS ....................................... ¡Error! Marcador no definido.
ÍNDICE DE FIGURAS ..................................... ¡Error! Marcador no definido.
RESUMEN AUTOBIOGRÁFICO ..................... ¡Error! Marcador no definido.
10
SÍNTESIS
Gracias al crecimiento de la industria energética costa afuera y la necesidad
de construir estructuras sumergidas como son plataformas marinas y tuberías
de conducción propias de esta actividad económica, la soldadura húmeda se
ha convertido en una de las opciones más eficientes para la construcción,
reparación y mantenimiento en sitio de estructuras costa fuera, debido al bajo
costo y el tiempo de aplicación.
Por ello el presente trabajo se enfoca a la recopilación y análisis
bibliográfico de la variación de la microestructura y las propiedades mecánicas
en uniones soldadas a diferentes profundidades por el proceso MMAW en
aceros estructurales utilizados en costa fuera, con el fin de contribuir en el
desarrollo de las uniones soldadas a diferentes profundidades de trabajo.
Cabe hacer mención que se realizó un caso de estudio en el cual se
soldaron cupones de soldadura húmeda a profundidades de 10, 20, 30 y 40 m
en acero ASTM A-36, utilizando como metal de aporte electrodos E70XX
mediante el proceso MMAW en una cámara de simulación hiperbárica. Las
muestras se caracterizaron y se realizó cuantificación de fases así como se
cuantifico el porcentaje de porosidad en cada una de las probetas
11 respectivamente, de igual manera se realizaron pruebas mecánicas de tensión
e impacto en cada uno de los cupones soldados.
Los resultados obtenidos muestran que a medida que aumenta la
profundidad las propiedades mecánicas van en decremento, esto es debido a
que el porciento de porosidad en la soldadura va en aumento en relación con la
profundidad así como la presencia de fases por desplazamiento.
12
CAPÍTULO 1.
INTRODUCCIÓN
1.1 Antecedentes
El hablar del proceso de corte y soldadura bajo el agua, es remontarse a la
Segunda Guerra Mundial (1941), debido a la necesidad de reparar los cascos y
sustituir diferentes piezas de barcos dañados en sitio, sin tener que trasladar
los barcos a diques secos. Esta necesidad permitió al holandés P.C. Van Der
Willigen, químico investigador de la fábrica Philips en 1946, desarrollar los
electrodos impermeables, esenciales para la aplicación de la soldadura
húmeda. En la Figura 1. 1 se muestra como las fuerzas navales involucradas
en la Segunda Guerra Mundial, iniciaron un extenso programa de
13 perfeccionamiento del proceso de soldadura, para la reparación de puertos y
buques.
Figura 1. 1 Buzos soldadores de las fuerzas navales de la Segunda Guerra Mundial. Foto:
malevomedina.com.ar (1).
Con este desarrollo se dio pie para la evolución rápida de la técnica de corte
y soldadura bajo el agua. En los años 60, gracias al crecimiento de la industria
energética en el sector del petróleo e hidrocarburos costa afuera, tanto en
Europa como en Estados Unidos, y la necesidad de crear estructuras
sumergidas como son plataformas marinas y tuberías de conducción propias
de esta actividad económica, se desarrollaron nuevas técnicas, equipos de
buceo y normatividad, adecuadas para la profesionalización de la actividad (1).
En 1983 la American Welding Society (AWS, por sus siglas en inglés) público el
código para soldadura bajo el agua la AWS D3.6 la última actualización
publicada de este código fue en 1999 (2).
La primera reparación realizada en una plataforma de producción en el
Golfo de México fue en 1971. En el 2005, la marina de los Estados Unidos
14 realizo soldadura húmeda con la mayor profundad registrada hasta la fecha de
610 m (2000 ft) (2).
Desde años anteriores se ha buscado mejorar la calidad de las uniones
soldadas bajo el agua, investigaciones recientes de Ohio Sea Grant y Chon
Tsai han desarrollado electrodos para el proceso MMAW que aumenten el
tiempo de soldadura, la seguridad del buzo/soldador y la eficacia de la
soldadura (3). Uno de los problemas que más atañe a la soldadura húmeda son
las propiedades mecánicas, nuevas investigaciones han surgido para resolver
este problema por ejemplo el uso de electrodos base níquel, el uso de aceros
inoxidables austeníticos y la adición de elementos aleantes como titanio, boro y
tierras raras (REM) como el lantano y cerio en el recubrimiento del electrodo (3)
(2) (4).
En el 2012 los investigadores Weslley C., Leandro F. y A. Bracarence
publicaron el efecto de la presión hidrostática sobre la difusión de hidrógeno en
soldadura húmeda, un fenómeno típico de la soldadura marina. Cabe hacer
mención que en México, COMIMSA ha desarrollado investigaciones sobre la
soldabilidad de aceros inoxidables austeníticos y aceros al carbono con el
proceso MMAW en apoyo de otros centro de investigación y desarrollo que han
promovido el desarrollo y capacitación de buzos soldadores por medio de
convenios (5) (6).
15
1.2 Objetivos generales y específicos
1.2.1 Objetivo general
Recopilación y análisis bibliográfico sobre el efecto en la microestructura y
propiedades mecánicas en uniones soldadas a diferentes profundidades en
ambiente marino, por el proceso de soldadura húmeda MMAW (Manual Metal
Arc Welding) en aceros estructurales en instalaciones costa afuera
(plataformas marinas).
1.2.2 Objetivo específico
Recopilar y analizar el estado del arte del proceso de soldadura húmeda
MMAW utilizado en instalaciones costa fuera en ambiente marino.
Estudiar el efecto de la profundidad en el proceso de soldadura húmeda
MMAW.
Estudiar el efecto de la profundidad sobre la microestructura y propiedades
mecánicas en uniones soldadas en ambiente marino en aceros
estructurales con un CE (carbono equivalente) máximo de 0.37 %.
Analizar la información para comprender la relación entre la profundidad–
microestructura-propiedades-mecánicas.
Realizar un caso de estudio para validar la información encontrada con
respecto a la relación profundidad–microestructura-propiedades mecánicas.
16
1.3 Justificación
En base en datos del INEGI el 83% de las reservas de crudo y el 33% de
gas, de la explotación actual se localizan en el mar (7). El éxito en la búsqueda
de crudo ligero en aguas profundas, los nuevos yacimientos como el
Supremus-1 con una profundidad de 2 mil 900 metros, ubicado a 250 km al
este de Matamoros, Tamaulipas, y 40 km al sur del límite internacional con
Estados Unidos de América, se convierte en el mayor tirante de agua perforado
por PEMEX, el sexto en el Golfo y el décimo en el mundo (8).
Debido a lo anterior el uso del proceso de soldadura en ambientes húmedos
es un recurso favorable para realizar soldaduras in situ en la construcción,
reparación y mantenimiento de estructuras costa afuera a diferentes
profundidades debido al bajo costo y el corto tiempo para realizar los trabajos
sin embargo se cuenta con poca información referente a este tipo de
aplicaciones.
En la presente monografía se estudiará el estado del arte de los efectos de
la profundidad del mar sobre la microestructura y sus propiedades mecánicas
de las uniones soldadas en aceros estructurales utilizados en instalaciones
costa afuera.
1.4 Planteamiento del problema
Actualmente el sector energético de la exploración y extracción de petróleo
en el Golfo de México, redobla esfuerzos para realizar trabajos de extracción y
producción de hidrocarburos en aguas profundas, pero se carece de mano de
17 obra especializada en soldadura húmeda, lo cual nos pone en desventaja a
nivel internacional.
Sumado a lo anterior las desventajas del proceso MMAW que afectan
directamente la calidad de las uniones soldadas, debido al ambiente en que se
realiza, la poca visibilidad y los rápidos enfriamientos afectando las
propiedades mecánicas de la unión.
Por lo cual se plantea la necesidad de profundizar en el conocimiento con
base en la literatura, para contribuir en el desarrollo de uniones soldadas a
diferentes profundidades en los aceros estructurales mediante el proceso
MMAW.
1.5 Aportación tecnológica
Ampliar el campo de información sobre las uniones soldadas en aceros
estructurales en un ambiente húmedo, por el proceso MMAW, así como
relacionar las fases presentes con las propiedades mecánicas y como varían
estas con la profundidad.
Se realizara un caso de estudio para corroborar la información encontrada.
1.6 Alcance
Realizar la revisión bibliográfica y análisis del estado del arte de las
microestructura de los aceros estructurales y sus propiedades mecánicas
soldados en ambiente marino a diferentes profundidades.
18 Dentro del caso de estudio caracterizar componentes soldados a diferentes
profundidades a fin de poder evaluar la relación existente entre microestructura
y propiedades mecánicas, realizando depósitos de soldadura en una cámara
presurizada de simulación de soldadura húmeda, a diferentes presiones que
simulan profundidades de 10, 20, 30 y 40 m (33, 66, 98 y 131 ft ) soldadas con
electrodos rutílico AWS 70XX en un material base ASTM-A36 con un contenido
de carbono equivalente máximo de 0.37% ya que es un material que se emplea
en gran medida en la parte estructural de las plataformas marinas.
19
CAPÍTULO 2.
ESTADO DEL ARTE
2.1 Soldadura aplicada en ambientes marinos
Gracias a los adelantos tecnológicos actualmente la soldadura en ambiente
marino se aplica de dos formas; la primera es la soldadura bajo el agua en un
ambiente húmedo, que se realiza directamente en la pieza sumergida por un
buzo/soldador y la segunda conocida como soldadura bajo el agua en un
ambiente seco, la cual permite al buzo/soldador estar dentro de un hábitat que
facilita un ambiente seco debajo de un cuerpo de agua, para realizar los
trabajos de soldadura (1).
20 2.1.1 Soldadura húmeda
La soldadura húmeda es aquella que se realizada debajo del agua,
expuesta directamente a ambientes húmedos, para su realización se utilizan
electrodos especiales y se llevan a cabo manualmente los trabajos de
soldaduras (9), en la Figura 2. 1 se muestra un buzo/soldador realizando
soldadura húmeda, utilizando el proceso MMAW.
Figura 2. 1 Soldadura húmeda (10).
En agua salada el éxito de la soldadura húmeda aumenta
considerablemente ya que cuando más alta es la salinidad del agua, mayor es
la estabilidad del arco del proceso de soldadura húmeda. Las sales disueltas
en el agua aumentan las cualidades electrolíticas de esta, permitiendo de este
modo un arco más caliente y una soldadura más eficiente (10).
Ventajas de la soldadura húmeda.
Dentro de las ventajas del proceso de soldadura húmeda se encuentra:
21
La versatilidad, velocidad y bajo costo de la soldadura húmeda hacen
que este proceso se utilice mucho, esto cuando la calidad promedio es
aceptable (10).
El buzo/soldador puede llegar a porciones de las estructuras en alta mar
que no podían ser unidas por soldadura utilizando otros métodos (11).
En la Figura 2. 2 se muestra a un buzo/soldador soldando el refuerzo de
una estructura tubular.
Se puede aplicar en caso de emergencia y accidentes, ya que no se
requiere desalojo de agua.
Desventajas de la soldadura húmeda.
Las principales dificultades que se presentan en la soldadura húmeda son:
La presencia de una presión debido al agua de la periferia.
Los rápidos enfriamientos por acción del agua en el metal de soldadura
(provocando cambios en la microestructura y propiedades mecánicas),
con temperaturas de 800°C a 500°C.
Posibilidad del arco de producir una mezcla de hidrógeno y oxígeno en
la burbuja, lo que podría crear una explosión.
Difusión de nitrógeno en la sangre en proporciones peligrosas en el
buzo/soldador.
Dificultades de operación debido a la falta de visibilidad, la presencia de
la corriente en el mar en aguas poco profundas.
Baja calidad de soldadura (aumento de porosidades, reducida ductilidad
y baja resistencia al impacto de la soldadura, una mayor dureza en la
zona afectada por el calor) (12).
22
Figura 2. 2 Soldadura húmeda del refuerzo del anillo de una estructura tubular (2).
2.1.2 Soldadura seca
La soldadura bajo el agua en un ambiente seco, produce uniones de
soldadura de alta calidad 100% en la unión soldada, en comparación al 60%
que permite la soldadura húmeda (1).
La soldadura en seco se puede lograr de varias maneras;
a) Soldadura hiperbárica.
b) Soldadura de cámara seca.
c) Soldadura de punto seco.
d) Soldadura en una atmósfera seca.
Las cuales se explican brevemente a continuación:
a) Soldadura hiperbárica:
La soldadura hiperbárica se realiza en un “hábitat seco”, sellado sobre la
pieza de trabajo y llenado con una mezcla respirable de gas helio y 0.5 bar de
23 oxígeno, a una presión igual o levemente superior que la presión absoluta
donde la soldadura se lleva a cabo. El agua se desplaza, de tal manera que el
buzo/soldador no utiliza el equipo de buceo. Este proceso es extensamente
utilizado para unir tuberías de conducción de hidrocarburos y reparación de
plataformas costa fuera. Los procesos de soldadura hiperbárica usados
generalmente son: el GTAW (Gas Tungten Arc Welding, por sus siglas en
inglés) y el SMAW (Shielded Metal Arc Welding, por sus siglas en inglés) (10).
Figura 2. 3 Soldadura seca: a) muestra el hábitat seco b) se muestra el interior del hábitat seco
(2).
b) Soldadura de cámara seca:
Es aquella que se realiza en una cámara seca de fondo abierto, donde se
aloja la cabeza y los hombros del buzo/soldador con el equipo de buceo
completo. Soldadura a presión ambiente del agua.
c) Soldadura de punto seco:
Soldadura a presión ambiente del agua en un compartimento pequeño y
transparente lleno de gas, en el cual el buzo/soldador introduce sólo su mano
para llevar a cabo la soldadura.
24 d) Soldadura en una atmósfera seca:
Se suelda en un compartimento a presión en el cual se mantiene una
presión aproximadamente de una atmosfera, independientemente de la presión
exterior del agua (12) (11).
La soldadura bajo el agua en un ambiente seco es posible realizarse ya que
abarca la zona a soldar con una barrera física (cámara de soldadura) que
excluye el agua (11).
Ventajas de la soldadura bajo el agua en un ambiente seco.
Entre las ventajas de la soldadura bajo el agua en ambiente seco podemos
citar las siguientes:
Mejora la estabilidad de la operación de la soldadura.
Se reduce el problema del hidrógeno.
Menores velocidades de enfriamiento.
Propiedades mecánicas superiores a las obtenidas por soldadura
húmeda.
Se puede llevar a cabo en condiciones de alta presión.
Desventajas de la soldadura bajo el agua en un ambiente seco.
Entre las desventajas de la soldadura bajo el agua en ambiente seco
podemos citar:
Los altos costos para realizarse.
La tecnología necesaria para realizar los trabajos.
Los tiempos de operación.
Dificultades para sellar la cámara, entre otros (12).
25 2.1.3 Proceso de soldadura húmeda MMAW
El proceso de soldadura húmeda más utilizado es el proceso Manual Metal
Arc Welding MMAW por sus siglas en inglés, este es un proceso de soldadura
por arco que emplea una varilla de metal revestido y recubierto con un material
resistente al agua (1).
El principio de la operación del proceso de soldadura húmeda MMAW es la
conducción de la electricidad entre el electrodo y el metal base (12), por el cual
se produce la coalescencia de metales por medio del calor de un arco eléctrico
que se mantiene entre la punta del electrodo revestido y la superficie del metal
base en la unión que se está soldando (13), causando reacciones químicas que
producen el desprendimiento de gases, cuyo medio gaseoso mantiene el arco y
protege el charco de soldadura (12), en la Figura 2. 4 se muestra un esquema
representativo del proceso de soldadura húmeda MMAW (14).
26
Figura 2. 4 Esquema del proceso de soldadura húmeda MMAW (14).
Se recomienda el uso de la polaridad directa, debido a que permite una
mayor penetración del electrodo al metal base. En este procedimiento el
buzo/soldador nunca debe estar en medio del circuito eléctrico, para evitar
accidentes de descargas eléctricas (1). La fuente de alimentación debe ser una
máquina de 300 a 400 amperios. Máquinas de soldar con generadores de
motor son las más utilizadas para realizar los trabajos con soldadura húmeda
MMAW.
La tierra de la máquina de soldar debe estar conectada en el barco. El
circuito de soldadura debe incluir un interruptor positivo, por lo general un
interruptor de cuchilla en la superficie y operado por el buzo/soldador. El
interruptor de cuchilla debe ser capaz de interrumpir por completo la corriente
este se utiliza por razones de seguridad. La corriente de soldadura sólo debe
conectarse al portaelectrodos durante la soldadura.
27 Para este proceso se utilizan portaelectrodos especiales con aislamiento
adicional contra el agua. Todas las conexiones deben estar aisladas para no
permitir el contacto con partes metálicas ya que si el aislamiento se rompe el
agua de mar entraría en contacto con el metal conductor y se perdería corriente
además del deteriodo del cable de cobre en la parte afectada (9). Los cables
deben ser ultra-flexibles, con una extensión mínima de 3 m, sin empalmes y
enrollados correctamente (1). Los diámetros de los cables recomendados para
soldar bajo el agua se aprecian en la Tabla 2. 1 (10).
Tabla 2. 1 Diámetros de los cables recomendados para soldar bajo el agua (10).
Amperes Largo en metros para el circuito entero
30.48 45.72 60.96 76.2 91.44 106.68 121.92
100 4 4 2 2 1 1/0 1/0
150 4 2 1 1/0 2/0 3/0 3/0
200 2 1 1/0 2/0 3/0 4/0 4/0
Como se mencionó anteriormente los electrodo con fundente son los que se
utilizan para el proceso MMAW, está formado por un núcleo central metálico
conductor de la corriente eléctrica, llamado “núcleo”, recubierto por una capa
no conductora de la corriente llamada “revestimiento y/o fundente” constituida
de polvos aglomerados adheridos al núcleo metálico (15).
El revestimiento contiene aproximadamente 30% de carbonato de calcio. Un
arco eléctrico es mantenido entre el electrodo y la pieza de trabajo. Durante la
soldadura el revestimiento se descompone hasta formar gases de CO y CO2 y
escoria de óxido de calcio que cubre el metal fundido (10). También
proporciona un método de adición de eliminadores, desoxidantes y elementos
aleantes al metal de soldadura. El revestimiento provoca la generación de una
burbuja durante la soldadura y desplaza el agua del arco de la soldadura y de
28 la zona del baño de fusión (11). El agua de mar produce un arco más suave
que el agua dulce, esto es debido a la influencia de los iones que resultan de la
disociación de las sales del mar (16).
Los electrodos son especialmente diseñados para soldadura húmeda, se
fabrican de diferentes tamaños: 1/8” (3.2 mm), 5/32” (4.0 mm), 3/16” (4.8 mm)
de diámetro por unos 356 mm de largo (10). Actualmente, son provistos de un
revestimiento impermeable que reduce notablemente los efectos del agua
sobre el material soldado y mejora las reacciones químicas con el metal base,
facilitando la limpieza de la escoria y promueve un mayor aislamiento térmico
(10). El extremo del electrodo que se inserta en el portaelectrodo, es la única
parte de este elemento que no tiene recubrimiento impermeable, puesto que
requiere de una conexión directa con la fuente de energía (1).
2.2 Aceros estructurales
2.2.1 Aplicaciones costa fuera
En la actualidad la soldadura húmeda con electrodos revestidos ha sido
reconocida como una de las técnicas más comunes para la construcción y en
particular para la reparación y mantenimiento de estructuras de acero en costa
fuera como plataformas marinas, pilotes de muelles, tuberías de conducción,
pilotes de puentes, barcos y plantas de energía nuclear esto es debido a su
eficiencia en el tiempo y bajo costo (17) (18) (3).
En la Figura 2. 5 se muestra una vista vertical de una plataforma marina la
cual consta de tres secciones; la superestructura que se encuentra sobre el
agua del mar y la subestructura que se encuentra debajo del nivel medio del
mar así como los pilotes que se encuentran en el lecho marino. Para
componentes bajo el agua como los canutos y pilotes se fabrican con aceros
del grupo II y III (los cuales se explican más ampliamente en el capítulo 2.2.2.1)
29 Por ejemplo acero ASTM A 36 y API 2H grado 50. Para juntas por encima del
agua expuestas a temperaturas bajas e impactos de embarcaciones o para
conexiones críticas se consideran los aceros Clase CV2.
Figura 2. 5 Vista vertical de una plataforma marina fija, donde se muestran sus secciones así
como los materiales de los que se fabrican (19).
2.2.2 Clasificación
Los aceros estructurales sean clasificados comúnmente basados en la
composición del acero, en primer lugar utilizando el contenido de carbono, en
segundo lugar por la adición de aleaciones en porcentajes, y el tercero por
métodos especiales de producción.
30 a) Aceros bajo carbono.
b) Aceros medio carbono.
c) Aceros alta resistencia, baja aleación (HSLA, por sus siglas en inglés).
d) Aceros de proceso controlados termomecánicamente (TMCP, por sus
siglas en inglés).
e) Aceros templados y revenidos (Q y T, por sus siglas en inglés).
f) Aceros templados y auto-revenidos (QST, por sus siglas en inglés).
a) Aceros de bajo carbono; aceros que contienen menos de 0.30% de
carbono, estos pueden soldarse sin dificultad significativa siempre que la
temperatura del acero sea supero a 0 °C (32 F) y si el material es
relativamente delgado 18 mm (¾ pulg) o menos. Alto contenido de
azufre y esfuerzos residuales pueden afectar la soldabilidad (20).
b) Aceros medio carbono; son los aceros con contenido entre 0.30% y
0.60% de carbono, se utilizan cuando se desea una alta resistencia y
alta tenacidad. Altos contenidos de carbono aumenta la efectividad de
temple y revenido. Aceros con contenido de carbono cerca de 0.60%
pueden formar ZAC (zona afectada por el calor) muy dura, hasta 63
Rockwell C y martensita significativa (20).
c) Aceros de alta resistencia y de baja aleación (HSLA); debido a los
altos niveles de aleación, la soldabilidad de los aceros HSLA es menor
que la de los aceros al carbono con niveles de carbono similar. Aunque
la soldabilidad general disminuye a medida que la resistencia aumenta
(20).
d) Aceros de proceso termomecánicamente controlados (TMCP); son
aceros que presentan estructura de grano ultra fino resultante de
laminado controlado y acelerado enfriamiento para proporcionar las
31 propiedades mecánicas deseadas, su soldabilidad es similar a los
aceros Q y T (20).
e) Aceros templado y revenido (Q y T); estos aceros son producidos por
el calentamiento del acero a una temperatura mínima específica. El
acero se enfría rápidamente en agua o aceite por debajo de una
temperatura crítica, y posterior la aplicación de un revenido. La
temperatura del revenido esta por debajo de la temperatura del temple.
El temple aumenta la dureza del acero y el revenido restaura la
resistencia y la tenacidad a niveles adecuados (20).
f) Aceros templados y auto-revenidos (QST); el proceso QST controla
los procesos de composición química y de fabricación, a partir de
lingotes o tocho de recalentamiento con el uso de líneas de enfriamiento
rápido interrumpido y auto-revenido. El acero se templa parcialmente
durante la operación de laminación en caliente y se auto-reviene
utilizando calor interno residual. Estos aceros tienen menor contenido de
aleación y soldabilidad mejorada en comparación con los aceros Q y T,
pero el exceso de calor puede conducir a la perdida de resistencia (20).
2.2.2 Clasificación de aceros estructurales usados en plataformas
marinas
Los aceros estructurales usados para la construcción de plataformas
marinas se clasifican en grupos y clases. Los grupos se clasifican con base al
límite mínimo de cedencia especificado según estándares nacionales los
cuales se muestran en la Tabla 2. 2.
32 Tabla 2. 2 Grupo de aceros estructurales conforme con el límite mínimo de cedencia
especificado (19).
Grupo Rango de límite mínimo de cedencia especificado (SMYS)
I 220 MPa (32 Ksi) a 275 MPa (40 Ksi)
II >275 MPa (40 Ksi) a 395 MPa (57 Ksi)
III >395 MPa (57 Ksi) a 455 MPa (66 Ksi)
IV >455 MPa (66 Ksi) a 495 MPa (72 Ksi)
V >495 MPa (72 Ksi)
Grupo I: Designados a los aceros de bajo contenido de carbono, con un
contenido de CE ≤ 0.43%, el cual se calcula con la Ecuación 2. 1 (ver capítulo
2.2.3.2 Carbono equivalente). Estos aceros requieren el uso de electrodos de
bajo hidrógeno.
Grupo II: Designados a los aceros de alta resistencia intermedia, con un
CE≥0.45%.
Grupo III: Designados a aceros de alta resistencia, a estos aceros se les
debe de aplicar tratamientos térmicos de temple y revenido o procesos
termomecánicamente controlados (TMCP).
Grupo IV: Designados a aceros de alta resistencia, los cuales se les
suministra un temple y revenido o aceros (Q y T).
Grupo V: Aceros con altos valores de tenacidad, se pueden tratar
térmicamente por temple y precipitación.
La clase de los aceros estructurales se clasifican en base a su tenacidad en
NT, CV1, CV2 Y CV2Z.
33 Aceros clase NT: Es adecuada para aplicación en estructuras soldadas a
temperaturas de servicio mayor a 0 °C (32 F) y para los cuales no se requiere
prueba de impacto. Estos aceros son aplicables a miembros estructurales
primarios que involucren espesores limitados, proceso de conformado
moderado, baja restricción, concentración moderada de esfuerzos, carga cuasi-
estática y redundancia estructural tal que una fractura aislada no sea
catastrófica. Ejemplos de tales aplicaciones son pilotes, arriostramientos,
piernas en subestructuras, así como vigas y columnas de superestructura.
Aceros clase CV1: Son aptos para uso donde las temperaturas de servicio, espesor,
espesor, trabajo en frío, restricciones, concentración de esfuerzos, carga de impacto y/o
impacto y/o falta de redundancia indica la necesidad de tener su tenacidad mejorada. La
mejorada. La tenacidad de estos aceros se muestra en la
Tabla 2. 3 donde se muestran los valores mínimos requerimientos de
tenacidad.
Aceros clase CV2: Estos aceros son aptos para grandes estructuras
primarias o componentes estructurales y componentes críticos o redundantes,
particularmente en presencia de factores tales como:
Altos esfuerzos y concentraciones de esfuerzos.
Altos esfuerzos residuales.
Trabajo severo en frío durante la fabricación.
Bajas temperaturas.
Daños mayores calculados por fatiga.
Impacto de la carga.
34 Los aceros clase CV2Z: Deben tener ductilidad a través del espesor para
tener resistencia al desgarre laminar causado por el esfuerzo a la tracción en
dirección del espesor. Contenido de azufre en peso (PS) de 0,006% o menos
(19).
Tabla 2. 3 Requerimientos mínimos de tenacidad de aceros estructurales (19).
Grupo
de
acero
SMYS, MPa-Ksi
Tenacidad
Charpy, J (Ft-
lb)
Pruebas Charpy
NT CV1 CV2
CV2Z,
CV2X Y
CVZX
I 220-275 (32-40) 20 (15) No
requiere X X No aplica
II >275-395 (>40-
57) 35 (25)
No
requiere X X X
III >395-455 (>57-
66) 45 (35)
No
requiere X X X
IV >455-495 (>66-
72) 60 (45)
No
requiere X X X
V >495(>72) 60 (45) No
requiere X X X
X indica que se requieren pruebas de impacto Charpy.
2.2.3 Composición química
Los aceros al carbono son aleaciones de hierro y carbono con un contenido
máximo de 1.0% en carbono, 1.65% en manganeso y 0.60% en silicio, con
otros elementos aleantes en cantidades residuales (21).
2.2.3.1 Elementos aleantes
35 Cada uno de los elementos aleantes de los aceros al carbono tiene un
efecto sobre las propiedades mecánicas y físicas, a continuación en la Tabla 2.
4 se mencionan los principales efectos de algunos elementos aleantes típicos
en los aceros estructurales.
Tabla 2. 4 Efecto de los elementos aleantes en aceros estructurales (21).
Elemento Rango de
aleación Principal efecto
Aluminio <2.0 Restringe el crecimiento de grano
Azufre <0.5 Mejora maquinabilidad, reduce la soldabilidad y
ductilidad.
Cromo 0.3-4.0
Incrementa la resistencia a la corrosión y la oxidación,
la templabilidad, la resistencia a altas temperaturas,
mejora resistencia al desgaste y dureza.
Níquel 0.3-5.0
Promotor de la fase austenítica, mejora la
templabilidad, incrementa resistencia y tenacidad y
resistencia a la corrosión.
Cobre 0.2-0.5 Promueve una película de óxido para ayudar a la
resistencia la corrosión atmosférica.
Manganeso 0.3-2.0
Mejora resistencia y dureza, incrementa
templabilidad, forma carburos para la resistencia al
desgaste y actúa como desoxidante y neutraliza los
efectos nocivos del azufre.
Silicio 0.2-2.5 Promotor de la fase austenítica, es desoxidante y
endurecedor.
Molibdeno 0.1-0.5 Promotor del refinamiento de grano, incrementa la
templabilidad, mejora la resistencia a altas
36 temperaturas y aumenta la tenacidad.
Vanadio 0.1-0.3
Promotor del refinamiento de grano, incrementa la
templabilidad, mejora la resistencia al impacto, a la
fatiga y tenacidad.
Titanio Actúa como desoxidante e inhibe el crecimiento
granular, aumenta la resistencia a altas temperaturas
Tungsteno Aporta gran resistencia al desgaste y dureza a altas
temperaturas.
2.2.3.2 Carbono equivalente
El carbono equivalente de un acero es una medida de la tendencia potencial
de fisuración durante la soldadura. El valor del carbono equivalente se calcula
aplicando la fórmula que ampara los elementos que componen químicamente
el acero con los ponderados coeficientes de influencia en el agrietamiento
durante la soldadura en relación al carbono (22).
De acuerdo a esto, la soldabilidad de los aceros en función de su CE es:
Aceros de CE<0.2-0.3% tienen buena soldabilidad.
Aceros con CE>0.4% tienen riesgos de fisuración por hidrógeno en la
ZAC.
Para el cálculo del CE existen varias fórmulas, pero la más usada es la
propuesta por el Instituto Internacional De Soldadura (IIW por sus siglas en
inglés) que se expresan en la Ecuación 2. 1 (6) (23).
Cuando sólo se conoce el carbono y el manganeso, se usa la Ecuación 2. 2
Ecuación 2. 2 (23)
Ecuación 2. 1 (21)
37 2.2.3.3 Soldabilidad de los aceros en ambientes marinos
Como se mencionó anteriormente el CE es una medida potencial de la
soldabilidad de los aceros al carbono, el código D3.6 que rige el proceso de
soldadura húmeda recomiendan el uso de aceros al carbono con un contenido
de CE<0.37% esto es debido a que aceros con CE superior son susceptibles al
agrietamiento por hidrógeno. El hidrógeno es un componente dentro del agua,
que puede difundir en el metal de aporte, provocando fragilidad en la unión o
causar grietas. El agua también induce un rápido enfriamiento, causando la
formación de microestructuras frágiles y duras, esto ocurre si la soldadura no
es tratada adecuadamente posteriormente (3).
La resistencia de los aceros es un factor muy importante ya que los aceros
de alta resistencia son requeridos para profundidades mayores estos tiene un
carbono equivalente (CE) mayor de 0.40% y tienen una menor soldabilidad (6).
Otras variables que afectan la soldabilidad por el proceso de soldadura húmeda
MMAW son (2):
La presión aumenta la inestabilidad del arco debido a la constricción
del arco y aumenta la densidad de energía.
La posibilidad de soplo magnético del arco eléctrico.
Con el aumento de la presión se pierde elementos aleantes tales
como manganeso y silicio así como aumenta las cantidades de
carbono y oxígeno en el metal de soldadura (ver capítulo 2.3.4).
La disociación del agua promueve que el hidrógeno quede atrapado
por la soldadura.
El agua actúa como un disipador de calor, causando velocidades de
enfriamiento muy altas.
38 2.2.4 Metalurgia de la soldadura para aceros estructurales
2.2.4.1 Solidificación
La velocidad de crecimiento se ve afectada por el enfriamiento de la
soldadura húmeda, debido a que el calor se pierde por convección
principalmente al estar en contacto con el agua y por conducción, influyendo
sobre la estructura metalúrgica y las propiedades mecánicas de la unión
soldada (6) (16). El rápido enfriamiento influye en la formación de
microestructuras frágiles y duras como son la estructura martensita y bainita en
los aceros estructurales, así como la porosidad e inclusiones no metálicas en el
metal de soldadura (24).
Robert L. Johnson en su investigación comenta que las piezas soldadas
bajo el agua tiene un efecto similar a un temple y materiales de fundición,
puesto que la soldadura se enfría rápidamente en la ZAC de la soldadura en
aceros ferríticos, se puede encontrar martensita de temple, además el aumento
de la velocidad de enfriamiento produce un aumento de porosidad e inclusiones
de escoria en el metal de soldadura. Esto es resultado del tiempo limitado
disponible que tienen las partículas de gas y escoria para llegar a la superficie
del charco de la soldadura antes de la rápida solidificación y se quedan
atrapados en el metal de soldadura (16).
Fukuoka T. y Fukui S. en su trabajo compararon la velocidad de
enfriamiento de la soldadura húmeda y soldaduras hechas al aire, para
espesores que van de 6 a 19 mm, colocado termopares debajo de la línea de
fusión, la soldadura húmeda se realizó a 30 cm bajo el agua con el proceso
GTAW (Gas Tungsten Arc Welding, por sus siglas en inglés) con un gas de
protección de 20% CO2 y 80% argón. En su investigación concluyeron que las
velocidades de enfriamiento de las soldaduras al aire son más rápidas
conforme aumenta el espesor de la placa soldada, como se puede apreciar en
39 la Figura 2. 6 se muestran los perfiles de la velocidad de enfriamiento tanto en
soldadura bajo el agua como en el aire con respecto a la variación del espesor.
En la Figura 2. 6 a) soldadura en el aire, se puede observar el enfriamiento de
diferentes espesores que van desde 6 mm a 19 mm, notándose que a los 10
seg la temperatura de la pieza de 6 mm es de aproximadamente de 900 °C
mientras que la de 19 mm es de 550 °C aproximadamente, siendo la diferencia
de temperaturas entre las dos piezas de 350 °C aproximadamente, a diferencia
de la soldadura húmeda mostrada en la Figura 2. 6 b) la temperatura registrada
para los 6 mm a los 10 seg fue de 330 °C aprox. Y para los 19 mm es de 200
°C aprox., siendo la diferencia entre ambos casos de 130 °C aprox., una
diferencia notoriamente baja con respecto a la diferencia que se obtuvo en la
soldadura al aire, por lo cual se puede se concluyó que para la soldadura
húmeda la variación del espesor de las placas a soldar no altera la velocidad
de enfriamiento mientras que para las soldadura en el aire la variación del
espesor es un factor importante para la velocidad de enfriamiento (26).
Figura 2. 6 Curvas de enfriamiento (efecto del espesor de la placa) (26).
En la Figura 2. 7 se muestran curvas de enfriamiento variando la velocidad
de la soldadura, en la Figura 2. 8 a) soldadura en el aire, la variación de la
velocidad de la soldadura es un factor para la velocidad de enfriamiento
40 mientras que en la soldadura húmeda no lo es como se puede apreciar en la
Figura 2. 8 b) (26).
Figura 2. 7 Cuervas de enfriamiento (efecto de la velocidad de avance de la soldadura) (26).
La velocidad de enfriamiento afecta el tipo y el tamaño de la solidificación,
cuando mayor es la velocidad de enfriamiento, más corto es el tiempo de
solidificación y más fina es la estructura celular o dendrítica, en la Figura 2. 8
se muestra una dendrita en crecimiento, los brazos más grandes crecen a
expensa de los más pequeños a medida que avanza la solidificación, dado que
los brazos más pequeños tiene una mayor superficie por unidad de volumen,
mayor es la energía de superficie total, pero esta se ve reducida cuando los
brazos dendríticos empiezan a crecer, cuando más lenta es la velocidad de
enfriamiento durante la solidificación, más largo es el tiempo para el
engrosamiento y mayor es el espacio entre los brazos dendríticos (27).
El proceso de solidificación son granos que crecen con forma de dendrita o
dendrita columnar desde el límite de fusión hacia la línea central del charco de
soldadura en la Figura 2. 9 muestra la morfología y el tamaño de la estructura
de solidificación en relación entre G y R, en donde G es el gradiente de
temperatura y R es la velocidad de crecimiento, en el cual G/R determina el
41 modo de solidificación mientras que el producto GR regula el tamaño de la
solidificación. Esto sugiere que el modo de solidificación puede cambiar de
planar a celular, columnar dendrítico y equiaxial dendrítico a través de la zona
de fusión, es decir, para la soldadura húmeda la velocidad de enfriamiento es
rápida entonces la relación G/R es baja en tanto que el producto de GR es más
grande, la solidificación será dendrítico columnar o dendrítico equiaxial con una
estructura fina (27) (16).
Figura 2. 8 Esquema que muestra el crecimiento dendrítico de una aleación en una posición
fija en diversas etapas de la solidificación (27).
42
Figura 2. 9 Efecto del gradiente de temperatura G y la velocidad de crecimiento R sobre el tipo
de solidificación (4).
En la soldadura húmeda usando el proceso de soldadura MMAW se da un
crecimiento no epitaxial en la zona de fusión, es decir, cuando la unión se
realiza utilizando un metal de aporte, la composición del metal de soldadura es
diferente de la composición del metal base y la estructura cristalina del metal
de soldadura puede diferir de la estructura cristalina del metal base así como la
orientación del grano. La nucleación del metal de soldadura se inicia en sitios
heterogéneos sobre el metal base parcialmente fundido, los granos del metal
de soldadura pueden o no pueden seguir relaciones especiales de orientación
con los granos del metal base que están en contacto en la línea de fusión (27).
Durante la soldadura los granos de solidificación del metal tienden a crecer
en dirección perpendicular al límite del charco ya que es la dirección del
gradiente de temperatura máxima y por tanto es la zona de extracción de calor.
Sin embardo las dendritas columnares tienden a crecer en la dirección de fácil
43 crecimiento y desplazan a los de orientación menos favorable. En la Figura 2.
10 se muestra un esquema del crecimiento competitivo para los aceros al
carbono, en la cual se observa la dirección de fácil crecimiento de <100> (27).
Figura 2. 10 Crecimiento competitivo en la zona de fusión. Las flechas en los granos del metal
base indican la dirección de fácil crecimiento de <100> (27).
2.3 Efectos de la profundidad sobre la metalurgia de la
soldadura
Las propiedades mecánicas de las soldaduras realizadas en un ambiente
marino se ven afectadas y alteradas debido a que se hacen en un medio
acuoso. Cuando el metal base y el arco se encuentran rodeados de agua, el
calor del arco eleva la temperatura y el agua actúa como un medio de
enfriamiento lo que ocasiona un efecto de temple, afectando directamente las
propiedades de la soldadura y reduciendo la calidad de la misma. El hecho de
la descomposición del agua y del rápido enfriamiento de la zona donde es
aplicado el calor, son factores responsables de muchos problemas, otros
factores que afectan la calidad de la unión son la forma en que se realiza la
unión, el tipo de recubrimiento del electrodo, las variables del proceso MMAW y
la presión ejercida por el agua, esta última a continuación se presenta la
relación profundidad-presión (6).
44 2.3.1 Relación profundidad-presión
La profundidad tiene una relación proporcional con el aumento de la
presión. En la Figura 2. 11 se muestra como aumenta la presión en relación
lineal con el aumento de la profundidad en el mar (2).
Figura 2. 11 Representación gráfica de la variación de la presión respecto de la profundidad
(28).
De manera similar, con el aumento de la profundidad la temperatura del
agua va en disminución, en la Tabla 2. 4 se muestra la variación de la
temperatura con respecto a la profundidad, estos datos están basados en las
aguas del Golfo de México.
Tabla 2. 5 Variación de la temperatura con respecto de la profundidad en el Golfo de México
(29).
Profundidad (m) Temperatura Promedio (°C)
0 24
30 24
10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 130
Presión absoluta 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13
Presión hidrastática 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14
0
2
4
6
8
10
12
14
16
Pre
sió
n, a
tm
Profundidad, m
Relación profundidad-presión
Presión absoluta Presión hidrastática
45
50 22
75 20
100 19
125 18
150 17
200 15
2.3.2 Efecto de la presión sobre el proceso MMAW
La presión a la que se realiza el proceso de soldadura húmeda afecta al
arco de soldadura ya que lo constriñe y parte del calor se disipa en el agua,
dando como resultado un aumento de la penetración y de la tasa del
deposición de metal de aporte en la soldadura (16).
La burbuja gaseosa que desplaza el agua del arco de soldadura y de la
zona de fusión se ve afectada por la profundidad, el volumen de la burbuja y la
densidad de los gases de protección varían sustancialmente con la profundidad
y la presión, la fluctuación del volumen de la burbuja se hace más rápido en
aguas poco profundad de 3 m (10 ft) lo que afecta el proceso de soldadura
(16).
Dos fenómenos contribuyen a los cambios en el volumen de los gases
generados por el proceso cuando se suelda a diferentes profundidades. El
primer fenómeno sucede a 10 m (33 ft) de la superficie, de acuerdo con la ley
de Boyler el volumen producido por la descomposición del electrodo revestido
de fundente se duplica.
El segundo fenómeno consiste en que el volumen del vapor de agua en la
burbuja aumenta debido a la temperatura de ebullición del agua es más bajo ya
que cerca de la superficie es de 100°C (212 F) a diferencia de una profundidad
de 10 m (33 ft) es de 121°C (250 F) (30), En la En consecuencia, la cantidad
46 excesiva de gas acelera el crecimiento de la burbuja y un aumento vigoroso de
la burbuja de gas crea turbulencia en el área de soldadura. La fluctuación de la
burbuja además de la dilución de vapor de agua en los gases protectores
beneficiosos, hace que sea difícil realizar una soldadura húmeda en posición
sobre cabeza aceptable a una profundidad entre 0 y 3 m (0 ft a 10 ft) .
Tabla 2. 6 se muestra los puntos de ebullición del agua a diferentes
profundidades (2).
En consecuencia, la cantidad excesiva de gas acelera el crecimiento de la
burbuja y un aumento vigoroso de la burbuja de gas crea turbulencia en el área
de soldadura. La fluctuación de la burbuja además de la dilución de vapor de
agua en los gases protectores beneficiosos, hace que sea difícil realizar una
soldadura húmeda en posición sobre cabeza aceptable a una profundidad entre
0 y 3 m (0 ft a 10 ft) (2).
Tabla 2. 6 Punto de ebullición del agua a diferentes profundidades del mar (2).
Profundidad Temperatura de ebullición
m ft °C F
0 0 100 212
10 33 121 250
50 165 160 320
100 330 188 370
305 1000 238 460
Otros efectos de la presión (profundidad) sobre el proceso MMAW se
mencionan a continuación:
47 Voltaje del arco y estabilidad del arco: El voltaje del arco se incrementa
proporcionalmente con el aumento de la presión dando como consecuencia un
arco menos estable. Por lo que se requiere mayor destreza del buzo/soldador a
grandes profundidades (10).
Mayor consumo de electrodos: El tiempo de consumo de los electrodos
disminuye ya que se consumen más rápidamente con el incremento de la
presión en el área de trabajo. Este incremento se hace más significativo de los
0 a 35 m (0 a 15 ft) de profundidad (10).
Química de los metales soldados: Los contenidos de carbono y el
oxígeno del metal soldado tienden a incrementar con el aumento de la presión
y esto tiene un efecto perjudicial en la resistencia. El hidrógeno originado de las
pizcas de agua presentes en el recubrimiento del electrodo es mayormente
absorbido por el metal soldado a grandes profundidades (10).
2.3.3 Defectos provocados por la profundidad
El proceso de soldadura húmeda, por consecuencia de la presencia de
agua en el entorno en que se realiza, presenta defectos tales como; porosidad,
inclusiones y fragilidad por hidrógeno los cuales a continuación se presentan
(2).
2.3.3.1 Porosidad
La porosidad es la discontinuidad más común del proceso de soldadura
húmeda MMAW, la cantidad de porosidad es la diferencia más obvia entre la
soldadura al aire y la soldadura bajo el agua (2).
E.A., Silva, Stephen Liu, Rowe M. D., Reynolds T. J. y Rowe Mark (31) (32)
(18) (4) reporta que a medida que aumenta la profundidad aumenta la
porosidad. Mark Rowe y Stephen Liu señalan que la porosidad empieza
48 aparecer a profundidades de 4.6 m (15 ft) y a profundidades de 46 m (150 ft)
esta crece y excede el 5% como se muestra en la Figura 2. 17 (18). En base al
AWS D3.6, en el apartado de la clasificación de soldaduras, dice que el
máximo de porosidad permitido en la soldadura es de 5% para la clasificación
b, soldadura para condiciones menos críticas donde se recude la ductilidad y
aumenta la porosidad (23).
Figura 2. 12 Efecto de la profundidad sobre la porosidad en uniones soldadas en ambiente
marino (18).
Durante el proceso de soldadura se puede disociar el agua en iones de H+ y
O-2 en el baño de fusión, el hidrógeno y el oxígeno pueden constituir burbujas
de gas en el metal de soldadura fundido que pueden resultar en la formación
de poros (32). En los trabajos de Mark Rowe y Stephen Liu (18) mencionan que
la porosidad en la soldadura húmeda es causada por el hidrógeno.
Sanchez Osio, Rowe, M. y Liu, S. comentan que el oxígeno puede
reaccionar con el carbono para producir porosidad de monóxido de carbono y
el oxígeno también puede reaccionar con el hidrógeno resultando vapor de
49 agua, el cual puede reaccionar con el hierro circundante formando óxido de
hierro. Basado en la suposición de que la porosidad es causada por el
hidrógeno, propuso que usar recubrimientos de carbonato de calcio puede
reducir la porosidad. Los carbonatos se descomponen para formar dióxido de
carbono y monóxido de carbono en el arco, reduciendo así la cantidad de
hidrógeno absorbido en el charco de soldadura (18) (33). En la Figura 2. 13 se
puede observar macrografías de tres cordones de soldadura, en los cuales se
puede apreciar que en la soldadura húmeda la presencia de porosidad y en los
cordones presentados en a) en superficie y b) soldadura seca hiperbárica no se
aprecia porosidad en los cordones de soldadura (2).
Figura 2. 13 Macrografías de A) superficie, B) soldadura seca hiperbárica y C) soldadura
húmeda (2).
En investigaciones de Medeiros y Liu demostraron que la basicidad de la
escoria puede influir en el contenido de hidrógeno en el metal de soldadura,
como se puede observar en la Figura 2. 14 donde se muestra el efecto de la
basicidad de la escoria sobre la difusión del hidrógeno en función del contenido
de hidrógeno en la escoria concluyendo que la adición de hidrógeno en el metal
de soldadura en la soldadura húmeda depende fuertemente de la solubilidad
del vapor de agua en la escoria (34) (33).
50
Figura 2. 14 Efecto de la basicidad de la escoria sobre la difusión del hidrógeno en función del
contenido de hidrógeno en la escoria (18).
En la investigación de M. D. Rowe, S. Liu, y T. J. Reynolds demostraron que
la porosidad va en aumento en función del aumento de titanio y boro, como se
muestra en la Figura 2. 15 al igual que la adición de Fe-Mn también disminuye
la porosidad. Por el contrario la adición de REM aumenta la porosidad
conforme aumenta la profundidad ver Figura 2. 16. Señala que esto es debido
que la adición de REM influyo en la separación de inclusiones de óxido en el
charco de soldadura, lo que resulta de la eliminación incompleta de los óxidos
del charco. Otra posibilidad que señalo es la posible alteración de la química de
la escoria. Cabe mencionar que el fundente con Fe-Mn tiene una basicidad
más alta, esto se puede observar en la Tabla 2. 7 y Figura 2. 17. Por lo que
concluyo que en el aumento de la basicidad de la escoria, se ve una reducción
considerable en la porosidad a una profundidad de 61 m (200 ft) (23).
51
Figura 2. 15 Porosidad en el metal de soldadura en función de la profundidad y la adición de
titanio y boro (4).
Figura 2. 16 Porosidad en el metal de soldadura en función de la profundidad y la adición de
REM (4).
52
Figura 2. 17 Porosidad del metal de soldadura en función de la basicidad de la escoria (4).
Tabla 2. 7 Basicidad de la escoria, con electrodos recubiertos con Fe-Mn, Fe-Ti-Br y REM a 61
m (200 ft) (23).
Recubrimiento Profundidad m (ft) Ba
Fe-Mn 61 (200) 0.80
Ti-Br 61 (200) 0.63
REM 61 (200) 0.59
En la soldadura bajo el agua la presión hidrostática, es la presión de control
ya que es la que está directamente relacionada con la profundidad. La
formación de poro también debe controlarse y superar las barreras cinéticas de
activación, tales como el radio crítico de poros, el poro se permitirá nuclear y
crecer de forma espontánea con dimensiones ilimitadas. A medidas que
aumenta la profundidad aumenta la presión y también los poros. Pero de igual
manera a medida que aumenta la profundidad la forma del poro también de
esférica se vuelve alargada a una forma cilíndrica estrecha (2).
53 2.3.3.2 Fragilidad por el hidrógeno
Otros de los problemas que presentan los cordones de soldadura húmeda
es la fragilización por hidrógeno, este es un mecanismo de fractura que
resultan de la presencia inicial o de la absorción de una excesiva cantidad de
hidrógeno en los metales, generalmente en combinación con esfuerzos
residuales. Por lo tanto, el hidrógeno produce cambios en el comportamiento
plástico, dando lugar al deteriodo en las propiedades mecánicas (35). En la
Figura 2. 18 se muestra un esquema representativo de la difusión del
hidrógeno desde el metal base hacia la ZAC durante el proceso de soldadura
(27).
Figura 2. 18 Difusión del hidrógeno desde el metal base a la ZAC durante la soldadura (27).
El mecanismo comienza con átomos de hidrógeno que difunden a través del
metal de aporte a altas temperaturas, la elevada solubilidad de hidrógeno
permite que el hidrógeno se difunda en el metal de aporte, cuando estos
átomos de hidrógeno se combinan de nuevo en los huecos minúsculos de la
matriz metálica para formar moléculas de hidrógeno, se crea una presión desde
el interior de la matriz metálica, esta presión puede aumentar a niveles en los
54 que el metal ha reducido ductilidad y resistencia a la tracción hasta el punto en
el que se abre en una grieta (27).
El agrietamiento por hidrógeno se produce cuando los siguientes factores
están presentes al mismo tiempo; presencia de hidrógeno en el metal de
soldadura, altas tensiones, microestructura susceptible (martensita), y
relativamente baja temperatura (entre 100 y 200 °C). Las altas tensiones
pueden ser inducidas por la contracción durante el enfriamiento de
solidificación y contracción térmica bajo restricciones. La martensita es
especialmente dura, quebradiza y es susceptible a la fisuración por hidrógeno.
Dado que la temperatura de formación de martensita es relativamente baja, la
fisuración por hidrógeno tiende a producirse a temperaturas relativamente
bajas. Por esta razón, a menudo se llama "agrietamiento en frío." También se
le llama "agrietamiento retrasado", debido al tiempo de incubación requerido
para el desarrollo de grietas en algunos casos (27) (36).
H. Ozaki y S. Liu mencionan que el agrietamiento por hidrógeno es menor
en los aceros con un CE<0.40% además señala que otros factores que pueden
propiciar este fenómeno es el CE y la difusión del contenido de hidrógeno,
también menciona que electrodos austeníticos tiene una solubilidad de
hidrógeno mayor y tiende a mantener el agrietamiento por hidrógeno fuera del
metal base pero aumenta la fisuración en caliente (25) (16).
Weslley C. Días con colaboradores, Ryan D. Manning y H. Ozaki con
colaboradores en sus trabajos de investigación encontraron que este fenómeno
puede presentarse en el cordón de soldadura o en la ZAC del material base
principalmente y este podría tener un efecto perjudicial en las propiedades
mecánicas de la unión, además Weslley C. con colaboradores concluyeron que
la profundidad de la soldadura afecta los niveles de difusión de hidrógeno. En
la Figura 2. 19 se muestra una micrografía donde se observa una grieta por
55 hidrógeno en la ZAC donde presenta martensita en una soldadura húmeda
realizada con el electrodo E7018 en un acero ST52.
Figura 2. 19 Grieta en la ZAC de una soldadura bajo el agua con electrodo E7018 en un acero
ST52, atacado con Nital a 128X (25).
En la Figura 2. 20 se muestra la variación del hidrógeno en la atmosfera del
arco con respecto al metal depositado de la soldadura y la solubilidad del
hidrógeno en el Fe a diferentes temperaturas puede observarse la brusca
variación de solubilidad en la transformación líquido-sólido (37).
La disociación del agua en un arco bajo el agua conduce el aumento de los
niveles de hidrógeno. La combinación de martensita de temple por el
enfriamiento rápido y los niveles de hidrógeno a partir de la disociación del
agua puede dar lugar a grietas en el cordón.
56
Figura 2. 20 Graficas del comportamiento del hidrógeno a) La curva muestra como varía la
cantidad de H+ en el metal depositado en función del hidrógeno en la atmósfera del arco b)
Muestra la solubilidad del hidrógeno en el Fe a distintas temperaturas (37).
No existe una sola correlación de la cantidad de hidrógeno absorbido
requerido para causar daños graves en la soldadura. En la Tabla 2. 8 muestra
la cantidad de hidrógeno difundido con diferentes electrodos usados para el
proceso MMAW en soldadura bajo el agua, se observa que el electrodo E6027
parece dar la menor cantidad de hidrógeno difundido con 24 cc/100 g y el
E7014 es la más alta cantidad de difusión con 53.3 cc/100 g. Debido a que la
austenita tiene una buena solubilidad del hidrógeno las cantidad de difusión de
hidrógeno son altas en los electrodos austeníticos de 38 cc/100 g y 40 cc/100
g.
Kononenko encontró el efecto de la salinidad en la reducción del contenido
de hidrógeno en el metal de soldadura mientras se eleva el contenido de
oxígeno, es decir, en comparación con el agua dulce, con el aumento de la
salinidad disminuye el contenido de hidrógeno, pero seguirán siendo alto en
comparación de soldaduras en la superficie. Esto parece ser el resultado de la
disociación de sales como potasio, sodio, manganeso y calcio en el agua de
57 mar que se disocian en el arco de soldadura, la disociación causa un mayor
calentamiento y por tanto, una alta oxidación de las gotas de metal de
soldadura. También demostró la relación estrecha que existe entre los
parámetros de soldadura con el contenido de hidrógeno en el metal de
soldadura, en la Figura 2. 21 se muestra la relación de los parámetros con
respecto a la difusión de hidrógeno, con el aumento del voltaje en el proceso de
soldadura la difusión de hidrógeno en el metal de soldadura va en aumento,
mientras que con el aumento del amperaje del proceso la difusión del
hidrógeno disminuye linealmente (38).
Tabla 2. 8 Resumen de la difusión del contenido de hidrógeno en la soldadura húmeda con el
proceso MMAW (25).
Tipo de electrodo Cantidad de hidrógeno difundido, cc/100 g
E7014 49-53.5
E7018 31
E6027 24
E8018 31
E11018 32
E310-16 38 (austenítico)
E312-15 40 (austenítico)
58
.
Figura 2. 21 Efecto de los parámetros de unión sobre el contenido de hidrógeno en el metal de
aporte, en soldadura húmeda MMAW, en a) se muestra la influencia del voltaje y en b) la
influencia del amperaje (38).
Hofimeister y Kuster también informaron que la difusión de hidrógeno en la
soldadura húmeda disminuye con el aumento del calor de entrada, en la Figura
2. 28 muestra como si se disminuye el calor de entrada, la difusión del
hidrógeno aumenta (39).
Figura 2. 22 Efecto del calor de entrada sobre la difusión del hidrogeno, para el proceso
MMAW (39).
59 2.3.3.3 Inclusión
La escoria es un problema en la soldadura húmeda, debido a que esta no
se elimina totalmente de la soldadura es generalmente atrapada entre los
pasos de soldadura aplicados resultando inclusiones de escoria entre cordón y
cordón, este problema se le puede atribuir a la mala limpieza entre los pases
de los cordones y a la velocidad de enfrimiento (3).
Por otra parte cuando el agua se disocia por acción de la temperatura del
arco de soldadura en oxígeno e hidrógeno, el oxígeno puede salir de la
solución en forma de inclusiones de óxido sólido, líquido o gases, al aumento
de la profundidad los contenidos de oxígeno aumentan, por lo cual se puede
decir que en aumento de la profundidad las inclusiones de óxido aumentan de
igual manera (18).
En las investigaciones de M. D. Rowe, S. Liu, y T. J. Reynolds, demostraron
que con la adición de ferro-aleaciones afines al oxígeno como el titanio, boro y
tierras raras (REM) como el lantano y cerio en el recubrimiento del electrodo,
se disminuye el contenido de oxígeno en el metal de soldadura así como se
recupera elementos de aleación, los resultados se muestran en la Figura 2. 23,
nótese que la adición de Ti-B contribuya más a la disminución de oxígeno en el
metal de soldadura a profundidades de 91 m (300 ft) hasta 1250 ppm
aproximadamente mientras las ferroaleaciones de Fe-Mn y REM presentan
1400 y 2100 ppm respectivamente a la misma profundidad (4)
60
Figura 2. 23 Efecto de la adición de las ferroaleaciones en el electrodo base rutilo en el
contenido de oxígeno en el metal de soldadura, de una soldadura de ranura en V (4).
2.3.4 Efecto de la profundidad en el mar sobre la composición química
de los aceros estructurales
Christense, demostró que con el aumento de la profundidad de la soldadura
húmeda los contenidos de manganeso y silicio decrecen, el manganeso del
metal de soldadura experimentado de 0.18% en peso, decrece desde la
composición de la superficie a 300 m. El silicio del metal de soldadura decrece
0.05% en peso a 80 m. El oxígeno del metal de soldadura aumento desde un
aceptable 300 ppm a un nivel cuestionable de 750 ppm. Las variaciones de
manganeso y carbono pueden causar un cambio en la templabilidad del metal
de soldadura, altos contenidos de oxígeno en el metal de soldadura está
relacionado con baja tenacidad. En la Figura 2. 24 se muestra una gráfica
representativa de como los contenidos de manganeso y silicio van en
disminución conforme va aumentando la profundidad de la soldadura, como
comprobó en su investigaciones Christense (40).
61
Figura 2. 24 Contenidos de manganeso y silicio en función de la profundidad de la soldadura
húmeda (2).
Ibarra llego a la misma conclusión, con base en la Figura 2. 25 donde se
muestra el efecto de la profundidad del agua en los elemento de aleación,
nótese que los contenidos de manganeso y silicio disminuyen pero el carbono
aumentan, el decremento del contenido de manganeso está directamente
relacionado con el rápido incremento en el contenido de oxígeno, En la Figura
2. 26 se observa que el contenido de manganeso es controlado por la
oxidación, esto es debido a que son elementos formadores de óxido.
62
Figura 2. 25 Variación de los elementos de aleación en la soldadura húmeda con la
profundidad del agua (40; 41).
Figura 2. 26 Variación del contenido del oxígeno y el manganeso con la profundidad en la
soldadura marina (16).
En la Figura 2. 27 se observa un aumento del contenido de carbono en el
metal de soldadura con el aumento de la profundidad una explicación para este
fenómeno es que el monóxido de carbono (CO) es producto de la
descomposición del carbonato de calcio que se encuentra en el fundente del
63 electrodo del proceso MMAW. En base a la ley de acción de masa de la
reacción del monóxido de carbono la reacción química (1) señala que el
monóxido de carbono, se descompone en C y O (2).
(1) (2)
Por lo cual si la constante de equilibrio (K), dada por reacción (2), es mayor
a 1, el CO(g) se descompone y el C es un átomo intersticial que difunde en el
metal de soldadura. Lo cual explica el incremento del contenido de carbono en
el metal de soldadura al aumentar la profundidad (40) (16) (41).
[ ][ ]
(2) (2)
Figura 2. 27 Contenido de carbono del metal de soldadura agua en función de
la profundidad (41).
2.3.4.1 Presión parcial
Cuando el vapor de agua se expone a altas temperaturas en el arco de
soldadura, se descomponen en oxígeno e hidrógeno que se disuelven en el
baño de soldadura y cuando el acero fundido se enfría la solubilidad del
64 oxígeno y el hidrógeno disminuye. El oxígeno puede salir de la solución en
forma de inclusiones de óxido sólido, líquido o gases, que pueden causar
porosidad. El hidrógeno forma poros de hidrógeno molecular (H2) que
reaccionan con el oxígeno formando vapor de agua, o producir fragilización por
hidrógeno (ver capítulo 2.3.4. Defectos provocados por la profundidad)
Con el aumento de la profundidad bajo el agua, la presión hidrostática
aumenta a razón de una atmosfera por cada 10 m (33 ft). Para una fracción
molar dada, la presión parcial de un gas aumenta con el incremento total de la
presión, por tanto, para una composición constante de los gases en la
atmosfera del arco, las actividades de hidrógeno y del oxígeno en el charco de
soldadura aumentan con la profundidad, el resultado es un cambio en la
composición química, microestructura y el contenido de porosidad del metal de
soldadura con la profundidad (18).
Para comprender los fenómenos de la soldadura bajo el agua, es importante
establecer reacciones químicas en las que involucren gases y elementos
disueltos en el baño líquido. Calculando las presiones parciales o determinando
la constante de equilibrio K, obviamente, empleando datos termodinámicos de
las reacciones involucradas a las condiciones de estudio. Ésta última
consideración de la constante K de equilibrio nos indica la dirección de la
reacción química. Es decir, cuando K>1 la reacción es favorecida hacia los
productos. Por citar un ejemplo, en condiciones de equilibrio, en un intervalo de
temperaturas de 100 °C a 167 °C y una presión de 1 atm, podemos observar la
disociación del agua como se muestra en la reacción química (3):
[ ] [ ] (3)
Bajo estas condiciones calculadas en el paquete computacional HSC, en la
Tabla 2. 9 se observan los valores de K, donde K<1, lo que indica que es
menos probable que la reacción suceda.
65 Ahora bien para el CO(g) se puede expresar la reacción química (4), bajo las mismas
condiciones.
[ ] [ ] (4)
No obstante, se recomendaría hacer cálculos bajo las mismas temperaturas
variando la presión para determinar K, de esta forma se indicaría a que
temperatura y presión empieza a formarse H2(+g) y OH(-g), ya que estos gases
pueden diluirse en el charco de soldadura y causar problemas de porosidad y
fragilización por hidrógeno. Los valores de K son los que se muestra en la
Tabla 2. 10 nótese que los valores para K son menores que 1:1 atm, por lo cual
la reacción no se llevaría a cabo (16).
Tabla 2. 9 Tabla generada por el programa Reaction Equations, donde muestra valores para K,
para la reacción química de H2O, cortesía de COMIMSA.
e- + 2H2O(l) = H2(+g) + 2OH(-g)
T deltaH deltaS deltaG K Log(K)
C kcal cal/K kcal V
0.000 425.880 68.928 407.053 0.000E+000
8.361 425.728 68.377 406.479 0.000E+000 -315.594
16.722 425.574 67.839 405.909 8.673E-307 -306.062
25.083 425.419 67.313 405.344 8.564E-298 -297.067
33.444 425.264 66.801 404.784 2.714E-289 -288.566
41.805 425.109 66.301 404.227 3.021E-281 -280.520
50.166 424.954 65.814 403.675 1.282E-273 -272.892
58.527 424.798 65.338 403.127 2.230E-266 -265.652
66.888 424.642 64.874 402.582 1.699E-259 -258.770
75.249 424.486 64.420 402.042 6.015E-253 -252.221
83.610 424.329 63.977 401.505 1.045E-246 -245.981
91.971 424.173 63.542 400.972 9.355E-241 -240.029
100.332 424.015 63.116 400.442 4.512E-235 -234.346
108.693 423.857 62.698 399.917 1.221E-229 -228.913
117.054 423.699 62.287 399.394 1.925E-224 -223.716
125.415 423.539 61.882 398.875 1.828E-219 -218.738
133.776 423.378 61.483 398.359 1.080E-214 -213.967
142.137 423.216 61.089 397.847 4.083E-210 -209.389
150.498 423.053 60.700 397.338 1.014E-205 -204.994
158.859 422.888 60.314 396.832 1.696E-201 -200.771
167.220 422.721 59.931 396.329 1.953E-197 -196.709
66 Tabla 2. 10 Tabla generada por el módulo Reaction Equations, donde muestra valores para K,
para la reacción química CO, cortesía de COMIMSA.
2.3.5 Transformación de fases a partir de la austenita, en soldadura de
acero de bajo carbono
Durante el enfriamiento del cordón de soldadura de los aceros bajo al
carbono soldados por el proceso MMAW, presentan transformaciones de fases
afectadas directamente por la temperatura y el tiempo de transformación.
Según la fase que precipite dará como resultado las propiedades mecánicas de
la unión soldada (42).
Para poder entender la morfología de las fases debemos observar la Figura
2. 28 en la cual podemos observar un diagrama representativo de las diferentes
morfologías de transformación fuera del equilibrio. El charco de soldadura
alcanza temperaturas de 2226.8 ºC (2500 K), a medida que el metal líquido de
soldadura se enfría desde dicha temperatura (ver Figura 2. 28 (a)), en el rango
de 2000-1700 °C (2273.2-1973.2 K) se forman óxidos e inclusiones, bajando
más la temperatura hasta los 1600 °C (ver Figura 2. 28 (b)) la ferrita-δ
transforma a austenita-γ, donde el grano austenítico crece hasta los 800 °C. ya
que la austenita transforma a ferrita alotriomórfica como se muestra en la
Figura 2. 28 (d) y (e), continuando el enfriamiento nuclea la ferrita
widmanstätten Figura 2. 28 (f) en el límite de α/γ. Bajando la temperatura
nuclea la ferrita acicular en inclusiones ver Figura 2. 28 (g), las placas de ferrita
acicular nuclean heterogéneamente en pequeñas inclusiones no metálicas mal
CO(g) = C(+g) + O(-g)
T deltaH deltaS deltaG K Log(K)
C kcal cal/K kcal
100.000 483.466 28.150 472.962 9.304E-278 -277.031
113.043 483.506 28.257 472.594 3.413E-268 -267.467
126.086 483.547 28.360 472.225 2.974E-259 -258.527
139.129 483.587 28.459 471.854 7.057E-251 -250.151
152.172 483.627 28.555 471.482 5.139E-243 -242.289
165.215 483.667 28.646 471.109 1.276E-235 -234.894
178.258 483.706 28.735 470.735 1.186E-228 -227.926
191.301 483.745 28.820 470.360 4.483E-222 -221.348
3856.384 488.893 32.675 353.961 1.843E-019 -18.734
3869.427 488.905 32.678 353.534 2.224E-019 -18.653
3882.470 488.917 32.681 353.108 2.679E-019 -18.572
3895.513 488.928 32.684 352.682 3.225E-019 -18.492
3908.556 488.940 32.686 352.256 3.876E-019 -18.412
3921.599 488.952 32.689 351.829 4.655E-019 -18.332
3934.642 488.964 32.692 351.403 5.583E-019 -18.253
3947.685 488.976 32.695 350.976 6.689E-019 -18.175
3960.728 488.988 32.698 350.550 8.005E-019 -18.097
3973.771 488.999 32.700 350.123 9.569E-019 -18.019
3986.814 489.011 32.703 349.697 1.143E-018 -17.942
3999.857 489.023 32.706 349.270 1.363E-018 -17.865
67 orientadas en la misma inclusión, esto da lugar a propiedades superiores como
la tenacidad, si no hay inclusiones potenciales bainíticas cualquier austenita
restante a temperatura ambiente puede transformar en martensita (42).
Figura 2. 28 Diagrama de transformación hipotético donde se observan las diferentes fases de
transformación hasta llegar a temperatura ambiente (42).
A continuación se describirán cada una de las microestructuras
anteriormente mencionada.
Ferrita
68 En aceros de bajo carbono, la primera fase que se forma en el límite de
grano austenítico durante el enfriamiento es denominada ferrita alotriomórfica o
ferrita primaria. La ferrita alotriomórfica primaria en el límite de grano
austenítico generalmente se observa en forma de granos poligonales o venas.
En temperaturas más bajas, la ferrita empieza a nuclear en inclusiones en el
interior del grano austenítico las cual toma el nombre de ferrita idiomórfica o
ferrita secundaria, esta no tiene una relación de orientación con los granos de
la matriz en la que crece. Los núcleos de ferrita tiene una relación de
orientación con el grano austenítico, como se muestra en la Figura 2. 29 (43).
Figura 2. 29 Ferrita primaria idiomórfica y alotriomórfica (43).
Ferrita Widmanstätten
Transforma relativamente a bajo subenfriamiento, su transformación ocurre
debido a la rápida difusión del átomo intersticial de carbono por cizallamiento.
La ferrita widmanstätten puede confundirse fácilmente con la bainita. Las
placas de ferrita widmanstätten primaria crecen directamente del límite de
grano austenítico también pueden crecer a partir de inclusiones, mientras que
69 las placas de ferrita widmanstätten secundarias crecen en el límite de grano de
la ferrita alotriomórfica y también crecen en la ferrita idiomórfica intragranular.
La ferrita secundaria widmanstätten compite con la alotriomórfica, si se forma la
una, la otra tiende a desaparecer. Si el grano austenítico es pequeño y si el
enfriamiento no es tan rápido, favorece la movilidad atómica para la formación
de ferrita alotriomórfica véase Figura 2. 30 (43).
Figura 2. 30 Ferrita widmanstätten primaria y secundaria (43).
Ferrita acicular
Se reconoce por su morfología que nuclea intragranular en las inclusiones
dentro del grano austenítico, siempre y cuando exista una alta densidad de
inclusiones formando un estructura entrelazada (generalmente <5 μm) por lo
que su crecimiento es errático de corto alcance. La ferrita acicular proporciona
resistencia a la propagación de grietas. El mecanismo de transformación de la
ferrita acicular es similar al de la bainita a diferencia que necesita inclusiones
potenciales dentro del grano austenítico y presenta mejor tenacidad. En la
70 Figura 2. 39 se puede observar la morfología de la ferrita acicular nucleando en
una densidad de inclusiones en el interior del grano austenítico (43).
Figura 2. 31 Ferrita acicular (AF) nucleando en las inclusiones del grano austenítico y ferrita
alotromorfica (FA) observada a 50X (44).
Bainita
Cuando se tiene un enfriamiento rápido hasta temperaturas de 250 a 350°C y
se mantiene dicha temperatura durante un tiempo adecuado se puede
presentar una transformación fuera del equilibrio denominada fase bainítica la
cual se asemeja a una pluma, es un constituyente formado por ferrita y
cementita la cual presenta una elevada dureza y mala resistencia a la fatiga. El
mecanismo de transformación de la bainita es nuclear por difusión y crece por
cizallamiento. La dureza de la bainita incrementa linealmente con la
concentración de carbono, es aproximadamente de 190 HV porciento en peso
(45) (46) (47). La bainita tiene una microestructura bifásica compuesta de ferrita
y carburo de hierro, crece como placas o sub-unidades para formar matrices.
En la Figura 2. 32 se muestra a la bainita que crece directo del límite de grano
austenítico o en inclusiones intragranular (45).
71
Figura 2. 32 Bainita creciendo en el límite de grano austenítico e inclusiones (43).
Se pueden encontrar dos tipos de bainitas según la forma en que precipita
el carbono, en la Figura 2. 33 se muestra un esquema representativo de la
forma en que puede precipitar el carbono en función de la temperatura, lo cual
da lugar a la bainita superior e inferior (46).
Figura 2. 33 Esquema de la morfología de la microestructura de la bainita superior e inferior
(46).
72 Bainita superior; la temperatura de transformación es entre los 350 °C y
550 °C, en esta precipitan los carburos en forma de cementita entre las placas
de la ferrita bainítica, su morfología es de forma tipo listón o tipo agujas, la
sección transversal perpendicular al eje largo varia ya sea en placa, elíptica o
bloque (45). El mecanismo de transformación de la bainita superior es una
transformación por cizallamiento acompañada de una rápida difusión de los
átomos de carbono intersticiales a través de la interface γ/α. En la Figura 2. 34
se muestra la bainita superior en donde se notan cementita entre láminas de
ferrita en un acero 4360 (45).
Figura 2. 34 Bainita superior en un acero 4360 transformada a 495 °C, micrografía electrónica
de barrido (46).
Bainita inferior; se obtiene entre 100 °C y 250 °C. La ferrita se sobresatura
con el carbono y precipita algunos carburos dentro de las sub-unidades de
ferrita, así como entre ellos, los precipitados de carburos son a escalas muy
finas y tiene forma de barras o hojas de cuchillo. En la bainita inferior la ferrita
se forma como placas en vez de listones, el carburo de hierro dentro de la
bainita inferior es carburo ε cuando el silicio está presente como una adición
73 aleantes; de otra manera, el carburo puede ser una mezcla de cementita y
carburo ε o únicamente cementita por lo general, se piensa que las adiciones
aleantes no forman cantidades significativas de carburos en la bainita debido a
la baja temperatura de reacción. En la Figura 2. 35 se muestra micrografías de
un acero con un contenido de carbono de 1.10% (45).
Figura 2. 35 Bainita inferior en un acero al carbono con 1.10% C transformada a 190 °C por 5
horas a) micrografía óptica b) micrografía electrónica de transmisión (48).
Martensita.
La martensita se forma por enfriamiento rápido de la austenita, sin que haya
difusión, es decir, nuclea y crece por cizalla. En una solución solida saturada de
carbono en hierro α, con una estructura tetragonal centrada en las caras,
presenta elevada dureza la cual aumenta con el porcentaje de carbono y está
comprendida entre 25 y 67 HRC aproximadamente (43).
Su transformación es sin difusión, donde el carbono queda retenido en
solución, en aceros bajo carbono (menos de 0.2%) se puede localizar
martensita en forma de varillas con estructura CCC (Cubica centrada en el
cuerpo), la martensita nuclea en el interior de los granos, propagándose hacia
74 los límites en dos direcciones opuestas, su crecimiento se detiene en el límite
de grano o en otras agujas que se interponen en su trayectoria (43).
La martensita se puede presentar en dos morfologías la martensita de listón
y martensita en placa. En aceros con contenido de carbono por debajo de 0.6%
en peso de C se forma martensita de listones mientras que en aceros con
contenido por encima de 0.6% en peso de C se presenta martensita de placa.
Las martensita de listones tiene una estructura fina y de apariencia vellosa, en
la Figura 2. 36 se muestra en a) martensita de listón a 500 X las unidades
pequeñas se les denominan paquetes, haces o trozos, mientras que la
morfología de la martensita en placas se muestra en la Figura 2. 36 b) las
placas individuales no se sitúan en las pilas paralelas adyacentes con los
listones, sino que generalmente están a ángulos distintos unos de otros (45).
Una forma de diferenciar martensita de listones de martensita de placa es el
plano de orientación de martensita de listón es de {1,1,1}, mientras que
martensita de placa es de {2,2,5} y {2,5,9} otra forma es la estructura cristalina
ya que la martensita de listones tiene una estructura CCC y la martensita de
placas es de TCC (tetragonal centrada en el cuerpo) (45).
Figura 2. 36 a) Martensita en listón en acero recién templado Fe-0.09C a 500 X, b) Martensita
de placas en una aleación Fe-22.5 Ni-4C a 150 X (45).
75 2.3.6 Efecto de la profundidad en el mar sobre la microestructura de los aceros
estructurales
Como se vio en el tema anterior, la austenita puede transformarse en otras
fases en base al tiempo y la temperatura además de la pérdida de elementos
de aleación con la profundidad que alteran la microestructura causando
disminución en las propiedades mecánicas de la unión soldada. La
microestructura en soldaduras húmeda aplicadas en aceros bajo al carbono
consiste principalmente de ferrita primaria y ferrita wimanstätten. En contraste,
la superficie de la soldadura frecuentemente contiene grandes fracciones de
ferrita acicular, la cual es preferida por el aumento de la tenacidad (49).
Hay tres tipos de ferritas asociadas con el metal de soldadura: ferrita en el
límite de grano (GBF, grain boundary ferrite), ferrita en forma de placa lateral
(SPF, side plate ferite o ferrita widmanstätten) y ferrita acicular (AF, acular
ferrite). Los límites de grano pueden promover la formación de gran cantidad de
ferrita en el límite de grano (GBF), pero también representan los sitios para la
nucleación y crecimiento de widmanstätten o ferrita de placa lateral (SPF), que
sobresalen en los límites de grano austenítico. La ferrita acicular (AF) es
intragranular con una estructura más fina y ondulada, en la Figura 2. 37 se
muestran algunas microestructuras en el metal de soldadura. Otra
microestructuras es la perlita, la cementita y martensita también pueden estar
presente. En velocidades de enfriamiento rápido, la distribución de la
microestructura en el metal de soldadura consistirá en el aumento de
cantidades de bainita/carburos alineados (AC) y estructura de martensita (41).
76
Figura 2. 37 Algunas microestructuras del depósito de soldadura húmeda (2).
La ferrita acicular es un constituyente de la microestructura que da alta
resistencia a la fractura en soldaduras de aceros estructurales de bajo carbón.
Factores que conducen al aumento en la fracción de volumen de este
constituyente generalmente mejoran la tenacidad del metal de soldadura. La
promoción de la ferrita acicular debe de ser resultado de la cantidad adecuada
de subenfriamiento logrado a través de alteraciones en la composición química
del metal de soldadura, en la Figura 2. 38 se muestra la microestructura de un
acero de bajo carbono, soldado a 13 m en el cual se obtuvo un 80% de AF.
Agentes de templabilidad tales como el manganeso son eficaces en el aumento
de la cantidad de ferrita acicular en el metal de soldadura. La adición de
microaleados tales como el titanio y boro también promueven ferrita
intragranular. El boro inhibe la formación de ferrita en el límite de grano y el
óxido de titanio promueve la formación de ferrita acicular. Para tener una
resistencia y tenacidad optima, las microestructuras que debe evitase son
aquellas con un alto contenido de ferrita en el límite de grano, que son
resultado de un pequeño grado de subenfriamiento, y aquellos que contienen
martensita que resultan de un alto grado de subenfriamiento (41).
77
Figura 2. 38 Acero bajo carbono con depósito de soldadura de 80% de ferrita acicular AF,
soldado a 13 m (140 ft) (2).
Las variaciones de oxígeno y manganeso en el metal de soldadura causan
cambios en el inicio de transformación (nucleación) en las curvas del diagrama
CCT como se puede observar en la Figura 2. 39 este aumento en el potencial
de nucleación desplaza las curvas haciendo tiempos más cortos, lo que puede
afectar la microestructura del metal de soldadura y las propiedades mecánicas.
El aumento en el manganeso provoca un aumento de la templabilidad y la
estabilidad de la austenita cambian las curvas de transformación de ferrita a
tiempos más largos (41).
78
Figura 2. 39 Influencia de los contenidos oxígeno y manganeso en el metal de soldadura sobre
la templabilidad del metal de soldadura (41).
El agua del entorno dará lugar a una velocidad de enfriamiento rápido, lo
cual afectara a la microestructura de la unión soldada, la herramienta más útil
para examinar la influencia de la velocidad de enfriamiento es por un diagrama
CCT hipotético, como se ilustra en la Figura 2. 40 donde muestra la influencia
de la velocidad de enfriamiento sobre la microestructura del metal de
soldadura. La curva de baja velocidad de enfriamiento se cruza con la curva de
ferrita acicular, pero en la línea de alta velocidad de enfriamiento es posible la
formación de bainita y martensita a expensa de ferrita acicular (16).
79
Figura 2. 40 Diagrama CCT hipotético e influencia de la velocidad de enfriamiento sobre la
microestructura del metal de soldadura para aceros ferrítico (16).
En la Figura 2. 41 se muestran cantidades relativas de cada morfología de
ferrita que se midieron en soldadura húmeda hechas hasta 100 m (300 ft), a
profundidades cerca de la superficie el metal de soldadura es GBF con 10 a
20% de bainita superior. En profundidades mayores la cantidad de GBF
decrece aproximadamente 50%, con cantidades creciente de bainita superior
(AC, upper bainite) y SPF, similar composición es para el metal de soldadura.
Los primeros cambios en la microestructura se produjeron a profundidades
de 50 m, a profundidades superiores de 50 m la microestructura del metal de
soldadura se mantuvo constante. Este resultado es coherente con la
observación del contenido de oxígeno del metal de soldadura constante, lo cual
sugiere una velocidad de oxidación constante.
80
Figura 2. 41 Porcentaje constituyente de la microestructura del metal de soldadura en función
de la profundidad, para soldadura húmeda (41).
Un metal de soldadura con alta fracción de volumen de AF daría una buena
tenacidad, SPF tiene un mecanismo de formación de listones similar al de la
AF, pero esta nuclea en el límite de grano de ferrita existente y crece en la
austenita restante, por otro lado la AF nuclea en inclusiones en condiciones
específicas (41).
Liu en sus investigaciones demostró que si es posible la formación de AF,
solo con adición de elementos aleantes tales como boro y titanio y con el
adecuado control de contenidos de oxígeno y manganeso (41). Las adiciones
de titanio y boro son eficaces en la refinación del grano de AF en profundidades
de 21 a 91 m (70 a 300 ft), y en menores proporciones el manganeso también
refina el grano, lo cual promueve el aumento de la resistencia a la tensión en la
soldadura húmeda (4).
La Figura 2. 42 se muestra un diagrama que se construyó en base en el
análisis microestructura y de composición con una velocidad de enfriamiento
81 constante con soldaduras hechas en el Golfo de México, se puede observar
que para la obtención de AF se requiere un incremento de manganeso (33).
Figura 2. 42 Diagrama predictivo de la microestructura del metal de soldadura para soldadura
húmeda (33).
La adición de carbonato de calcio en el revestimiento aumenta el volumen
de ferrita de segunda fase y en menos medida la martensita, la fracción de
volumen de ferrita acicular no varía significativamente, como se muestra en la
Figura 2. 43.
82
Figura 2. 43 Fracción de volumen de microestructura constituyente en función del carbonato de
calcio, en soldadura húmeda (33).
Robert L. Johnson menciona que la soldadura marina húmeda de los aceros
tiene tres microestructuras básicas; ferrita, bainita y martensita y además que
los efectos ambientales del agua como son la salinidad y la presión cambian la
química y la microestructura del metal de soldadura, pero de igual menciona
que el efecto de la temperatura del agua en la velocidad de enfriamiento es
pequeña (16). Pedro en su investigación mención que se puede observar que
debido a los rápidos enfriamientos de solidificación del metal de soldadura se
forman ferritas alotriomórfica y ferritas Widmanstätten (6).
Las microestructuras obtenida en las soldaduras submarinas soldadas a 10
y 15 m, no reflejan un cambio significativo por el efecto de la profundidad como
lo reflejan los resultados en los trabajos de Hernández Gutiérrez, P. y
Ballestero Hinojosa, A., mencionan que la profundidad no es un factor
importante que afecte la microestructura (5) (6).
83 2.3.7 Propiedades mecánicas
Las propiedades mecánicas de la soldadura húmeda están relacionadas
con la velocidad de enfriamiento y de la profundidad debido al aumento de la
oxidación y la porosidad (4). Los aceros con resistencia a la cedencia de más
de 50 Ksi (345 MPa) son susceptibles a formar totalmente de una estructura
martensítica, solo los aceros bajo carbono se puede soldar bajo el agua sin ser
susceptibles a la formación de martensita (25). Las propiedades de las uniones
soldadas bajo el agua son similares a las que presenta un acero templado o
una fundición, puesto que la soldadura se enfría rápidamente en la ZAC. (16).
Con el aumento de la profundidad disminuye la templabilidad debido a la
disminución del contenido de elementos aleantes y del aumento del contenido
de oxígeno (18). En la Figura 2. 44 se muestra el reporte de los investigadores
M. Rowe and S. Liu, 2002, del efecto de la profundidad sobre la resistencia a la
tensión y la tenacidad, en Figura 2. 44 a) la resistencia a la tensión tiene una
relación lineal conforme aumenta la profundidad y en Figura 2. 44 b) la
tenacidad disminuye con el incremento de la profundidad (4).
En las investigaciones de M. Rowe y S. Liu, 2002, con la adición de ferro aleaciones de
aleaciones de Fe-Mn y Fe-Ti-B y Fe-Si-REM, concluyeron que la resistencia a la tensión
la tensión va disminuyendo conforme aumenta la profundidad, pero con la adición de Fe-
adición de Fe-Ti-B se obtuvieron buenos resultados en la resistencia a la tensión que las
tensión que las otras ferro aleaciones, en la
Figura 2. 45 se muestran la resistencia a la tensión con los tres diferentes
ferro-aleaciones utilizadas en la investigación, con la adición de Fe-Ti-B se
obtuvo un incremento de 550 MPa (80 Ksi) a una profundidad de 40 m (131 ft)
más sin embargo, al incrementar la profundidad la resistencia a la tensión
también disminuye, de forma similar con la adición de las aleaciones de Fe-Mn
84 y Fe-Si-REM, la resistencia a la tensión disminuye con el aumento de la
profundidad (4).
Figura 2. 44 a) Resistencia a la tensión y b) la tenacidad a diferentes profundidades (18).
En la Figura 2. 46 se muestra una gráfica representativa de la variación de
la dureza con respecto al contenido de carbonato de calcio, la cual tiene un
comportamiento lineal conforme aumenta el contenido de carbonato de calcio
la dureza disminuye (41).
Figura 2. 45 Resistencia a la tensión a diferentes profundidades en función de la adición de
tres diferentes ferro-aleaciones en el fundente del electrodo base-rutílico: Fe-Mn, Fe-Ti-B y Fe-
Si-REM (4).
85
Figura 2. 46 Dureza del metal de soldadura de acuerdo con el contenido de carbonato de
calcio en soldadura húmeda (33).
Con la adición aproximada de 2.0% en peso (wt%) de níquel en electrodos
de rutilo y oxidantes, las pruebas de impacto Charpy de las soldadura húmeda
en aceros bajo al carbono pueden ser mejorada, ya que el níquel controla el
tamaño del grano en el metal de soldadura. La Figura 2. 47 muestra los
resultados de la experimentación, se puede observar el aumento de la
resistencia al impacto conforme aumenta el contenido de Ni en el metal de
soldadura con los electrodos de rutilo con níquel (2).. LIU, A
86
Figura 2. 47 Resultados de la pruebas de impacto Charpy en función del contenido de níquel
en el metal de soldadura (2).
87
CAPÍTULO 3
DISCUSIÓN Y ANÁLISIS DE
BIBLIOGRAFÍA
Al realizar la revisión bibliográfica se documentaron diferentes aspectos que
afectan la soldadura húmeda MMAW, la cual es utilizada para la reparación y
mantenimiento de estructuras en costa fuera, así como los efectos del medio
en que se realiza la unión como la presencia de agua, la presión (profundidad),
la velocidad de enfriamiento y la presencia de hidrógeno.
A continuación se realizara un análisis sobre los artículos más destacados
en la revisión bibliográfica, en los cuales se busca obtener un panorama de la
relación profundidad-microestructura-propiedades mecánicas.
Caso I. Variación de la profundidad a lo largo de la soldadura húmeda
multipass bajo el agua y su influencia sobre las propiedades mecánicas
(50).
88 Por: Pereira Pessoa, E. C., Queiroz Bracarense, A., Maluf Zica, E., Liu S. y
PérezGuerrero, F.
El objetivo de la investigación fue evaluar la influencia de la porosidad sobre
las propiedades mecánicas en soldadura húmeda de ranura en V multipass,
realizada con un electrodo comercial recubierto AWS E6013 y AWS E7024, se
utilizaron para realizar las soldaduras húmeda acero ASTM A36, ASTM A572 y
API 5L grado B a 50 y 100 m de profundidad. Las soldaduras se realizaron con
la ayuda de una cámara presurizada con capacidad de 20 atm para simular la
profundidad, se utilizó un sistema de alimentación por gravedad para llevar a
cabo las soldaduras.
Metodología
Para la experimentación utilizaron tres placas de acero diferentes, ASTM
A36 de 12.7 mm de espesor con límite elástico mínimo (SMYS) de 220 MPa y
400 MPa especifica tensión mínima, ASTM A572 grado 50 de 12,7 mm de
espesor con 345 MPA SMYS y 450 MPA SMTS y acero API-L grado B18.0 mm
de espesor de acero API L de grado B con 250 MPa SMYS y 400 SMTS,
fueron utilizados en los experimentos dos electrodos comercial recubierto
ASTM E6013 y AWS E7024 con 5.0 mm de diámetro y longitud de 250,0 y
350,0 mm respectivamente, se preparó las uniones con ranuras en “V” a 45° en
placas de 160 mm × 250 mm con respaldo, para llenar la ranura se depositaron
un promedio de 10 pases. Los parámetros que fueron utilizados se muestran
en la Tabla 3 1
Tabla 3 1 Parámetros utilizados durante la experimentación de soldadura
húmeda con electrodos AWS E6013 y AWS E7024 revestido a profundidades
de 50 y 100 m de profundidad.
89
Variables E6013 E7024
Profundidad (m) 50 100 50 100
Corriente (A) 260 280 310 310
Resultados
Con base a la experimentación realizada, se obtuvo como resultado que la
porosidad tiene una notable disminución a lo largo del cordón de soldadura (se
realizaron pruebas de radiografía para la visualización de la porosidad en el
cordón de soldadura).
Con respecto a las propiedades mecánicas, las pruebas de dobles
presentaron grietas debido a la baja ductilidad del cordón de soldadura, lo cual
señalan se debió a las altas velocidades de enfriamiento que promueve la
formación de fases frágiles y duras. Los resultados de la prueba Charpy no
mostraron clara relación con la porosidad reportando que a bajas temperaturas,
la propagación de grietas depende mucho más sobre la microestructura y
menos en los defectos (porosidad) y la limpieza (inclusiones).
En las pruebas de tensión también se observó un decaimiento de la
resistencia última a la tensión conforme aumentaba la profundidad y la
porosidad de la soldadura, así como las probetas extraídas de los extremos del
cupón de soldadura presentaron mayor resistencia a la tensión, debido a lo
comentado anteriormente de la reducción de la porosidad. Concluyendo que
las cargas soportadas por soldaduras hechas a 50 m fueron superiores a las
realizadas a 100 m, lo que indica la relación entre el aumento de la porosidad y
la profundidad del agua, así como la pérdida de elementos de aleación.
90 Caso II. Consideraciones termodinámicas entre la formación de poros
y la presión hidrostática durante la soldadura marina (51).
Las formaciones de poros y grietas en los cordones de soldadura húmeda
son las principales causas que impiden alcanzar las propiedades mecánicas
requeridas en el metal de soldadura. En esta investigación se expuso el cálculo
termodinámico sobre el proceso de la descomposición del agua bajo las
condiciones de altas temperaturas del arco eléctrico a una presión de una
atmósfera. Los valores de las presiones parciales de los cinco principales
productos de la evaporización y descomposición del agua (H2O(g) , H2, O2, H y O)
fueron calculados a temperaturas entre 1597 °C y 3727 °C (1870 y 4000 K).
Debido a que el hidrógeno atómico es el principal responsable de la formación
de poros en el metal de soldadura que expresa finalmente la presión parcial en
función de las presiones parciales del oxígeno atómico y vapor de agua. Se
expone valores de la solubilidad del hidrógeno en el metal líquido en las
condiciones de la soldadura húmeda a 50 y 100 m de profundidad y finalmente
se compararon los resultados obtenidos por cálculos termodinámicos con las
mediciones efectuadas en soldaduras realizadas a 50 y 100 m de profundidad.
Metodología
Para la experimentación utilizaron una cámara de simulación con un
sistema de alimentación por gravedad utilizando el proceso MMAW utilizando
corriente directa y polaridad negativa (CDEN), en donde se realizaron cupones
a 50 y 100 m de profundidad en una placa de acero ASTM A36 de 100 x 200 x
10 mm y electrodos AWS E6013 de 4mm de diámetro.
La porosidad fue determinada por la relación del áreas que ocupan todos
los poros y el área total del cordón de soldadura. Para precisar los límites del
91 cordón fue atacada con Nital al 2%. Para la cuantificación de las respectivas
áreas se empleó el Software Quantikov.
Conclusiones
Los resultados obtenidos mostraron que el incremento de la porosidad está
relacionado con el aumento de la profundidad y estos están relacionados con el
aumento de la inclusiónes no metálicas que provocan la retención de gases
durante la solidificación.
Caso III Caracterización metalográfica de depósitos de soldadura
subacuática mojada (52).
Por: Duffus Scott, A., Queiroz Bracarense, A., Perdomo González, L.;
Pereira Pessoa, E. C., Quintana Puchol, R., Rodríguez Pérez, M.
La microestructura del depósito del soldadura depende de la composición
química del electrodo, la velocidad de enfriamiento, el calor de entrada y la
templabilidad principalmente, además de que la templabilidad depende de la
composición química.
Metodología
En esta investigación se estudió los cambios microestructurales de los
depósitos de soldadura húmedas sobre placas de acero API-5L grado B,
obtenidos a 50 m de profundidad con electrodos AWS E7024 de 5 mm de
diámetro, barnizado de forma tradicional y con barniz modificado. Utilizando
una cámara hiperbárica de simulación de profundidad hasta 300m. Para la
identificación y determinación de microconstituyentes estructurales de los
depósitos de soldadura húmeda. Se estimó el tiempo de enfriamiento en el
rango de temperatura de 800-500 °C.
92 Se realizaron pruebas de microdurezas así como metalografía en los
cordones de soldadura. La estimación teórica de la historia térmica de los
depósitos de soldadura húmeda, se obtuvieron introduciendo los parámetros de
proceso de soldadura en el programa computacional de Yurioka y
colaboradores, tomando una eficiencia menor al 40% para el proceso MMAW
ya que investigadores señalan que la eficiencia del proceso es menor porque
parte del calor se pierde por convección a través de la cámara de vapor de
agua alrededor de la pieza.
Resultados
En el centro del cordón del depósito de soldadura húmeda soldado a 50
m de profundidad con electrodo E7024 recubrimiento modificado se
observó varios componentes microestructurales tales como; ferrita
poligonal en fronteras de granos, ferrita con segunda fase alineada,
ferrita con segunda fase no alineada y martensita.
Los electrodos E7024 con recubrimientos con la capa de barniz
modificada (mezcla pirometalurgica exotérmica), producen menor índice
de agrietamiento en la zona de granos gruesos, que los electrodos con
la capa de barniz normal.
Los cambios microestructurales en ambos casos, desde el punto de
vista cualitativo, son muy semejantes, aunque cuantitativamente
presentan diferencias, la suma de la ferrita con segunda fase alineada y
no alineada usando el electrodo con recubrimiento de barniz normal la
ferrita de segunda fase es de 66.5% con un 19% de martensita y en el
recubrimiento con barniz modificado es de 76.3% ferrita con 15% de
martensita.
La zona de granos gruesos, presenta una estructura martensítica, con
una dureza máx. de 431 HV, con un enfriamiento de 6.5 segundo y un
93 contenido de hidrógeno de 90 ml/100g, con presencia de grietas
inducidas por hidrógeno en esta zona.
93
CAPÍTULO 4
CASO DE ESTUDIO
4.1 Descripción de la metodología
A continuación se presenta el desarrollo del caso de estudio para
comprender la relación profundidad-microestructuras-propiedades mecánicas y
asi corroborar lo encontrado en la revisión bibliográfica.
La metodología a seguir para la realización del caso de estudio se muestra
en la Figura 4. 1. El cual consistió en realizar 4 cupones de soldadura húmeda
a profundidades de 10, 20, 30 y 40 m, se cortaron y prepararon las muestras
para pasar posteriormente a realizar metalografía y macrografía para la
cuantificación del porcentaje de porosidad, cuantificación de fase y observación
de las inclusiones, se realizaron perfiles de microdurezas, pruebas de
tenacidad y tensión, finalmente con base a los resultados obtenidos de las
94
actividades anteriormente mencionadas se procederá a realizar un análisis y
concluir con base a la revisión bibliográfica y los resultados del caso de estudio.
Figura 4. 1 Metodología del desarrollo experimental.
Para poder llevar a cabo el caso de estudio de la presente monografía se
realizaron depósitos de soldadura con la ayuda de una cámara hiperbárica
presurizada con capacidad de 31 atm (bar) de presión absoluta equivalente a
300 m de profundidad, el sistema de soldadura cuenta con una maquina
multiproceso de 300 A con corriente directa y voltaje máximo constante de 29
V, con una eficiencia de 100%, cabe señalar que durante la operación de
soldadura el voltaje seleccionado se mantiene constante.
Las uniones se realizaron sobre placas de acero ASTM A36 por el proceso
de soldadura húmeda MMAW simulando las profundidades de 10, 20, 30 y 40
Soldadura en
cámara de
simulación
presurizada
Preparación y corte
Metalografía y
cuantificación de
fases
Cuantificación de
poros con ayuda del
estereoscopio
Perfil de
microdureza
Realización de
pruebas de tensión e
impacto
Análisis de
resultados Conclusión
95
m, usando como material de aporte electrodos revestidos Broco Souft Touch
AWS 7014 de 3.175 mm (1/8 plg) de diámetro.
En la Figura 4. 2 se muestra fotografías de la cámara hiperbárica
presurizada utilizada para la realización de los cuatro cupones de soldadura a
las profundidades anteriormente mencionadas. Las uniones se prepararon con
bisel en “V” con respaldo para la aplicación de los cordones de soldadura
húmeda como se muestra en la ¡Error! No se encuentra el origen de la
referencia.. Los parámetro utilizados para la aplicación de los cordones de
soldadura se muestran en la ¡Error! No se encuentra el origen de la
referencia..
Figura 4. 2 Cámara hiperbárica presurizada con capacidad de 300 m de profundidad,
desarrollada para realizar soldadura húmeda, Cd. Del Carmen, Campeche, México.
Tabla 4. 1 Parámetros utilizados para la realización de los cupones de soldadura húmeda.
Profundidad, m Corriente Volts Amperaje Velocidad, mm/s Calor de entrada, KJ/mm
10 DECP 33 143 0.18 27.13
20 DECP 33 170 33.7 23.63
96
30 DECP 33 186 17.91 21.48
40 DECP 33 187 8.76 20.44
Figura 4. 3 Diseño de la junta con bisel en “V” con respaldo, para la realización de los cupones
de soldadura en acero ASTM A36.
4.2 Caracterización del material base
La composición química de la placa del acero ASTM A36 se muestra en la Tabla 4. 2. Y
en la
Tabla 4. 3 se muestran los resultados del análisis químico realizado a la
placa utilizada para realizar los cupones de soldadura húmeda. Las
propiedades mecánicas de esta placa se muestran en la Tabla 4. 4 en base a
las especificaciones ASTM A36.
Tabla 4. 2 Composición química del acero ASTM A36 de acuerdo a las especificaciones ASTM
(53).
Designación (% e.p.)
ASTM A36
C (máx.) Mn P (máx.) S (máx.) Si (máx.) Cu (min.)
0.25 ---- 0.04 0.05 0.40 0.20a
97
Tabla 4. 3 Composición química de acuerdo a los resultados del análisis químico realizado a la
placa del acero ASTM A36.
Composición química del ASTM A36 (% e.p.)
ASTM A36
Fe C Mn Si Cr Ni P
98.77 0.16 0.83 0.11 0.02 0.04 0.013
S Mo Cu V Nb Ti W
0.004 0.01 0.022 0.004 0.007 0.004 0.002
Con base a la composición química se procedió al cálculo del CE, con
ayuda de la ¡Error! No se encuentra el origen de la referencia. (6) (21),
como se muestra a continuación.
En la revisión bibliografía analizada señala que los aceros con CE menor al
0.37 tienen buena soldabilidad bajo el agua y no son susceptibles al
agrietamiento por hidrógeno, por lo cual el acero estructural ASTM A36 con
CE=0.3093 cumple con este requerimiento.
Tabla 4. 4 Propiedades mecánicas del ASTM A36 de acuerdo a las especificaciones ASTM
(53).
Grado de acero Resistencia a la tensión (PSI) Esfuerzo de cedencia (PSI)
ASTM A36 58,000 – 80,000 36,000
4.3 Material de aporte
98
En la Tabla 4. 5 se muestra la composición química del electrodo revestido
Broco Underwater Souft Touch E7014 utilizado como material de aporte para la
realización de los cupones de soldadura húmeda y en la Tabla 4. 6 se
muestran las propiedades mecánicas en base a las especificación AWS A5.1.
Tabla 4. 5 Composición química del electrodo revestido Broco Underwater Souft Touch E7014.
Designación (% e.p.)
AWS E7014
C
Si
Mn
P
S
Cu
Al
Cr
0.072
0.244
1.185
0.012
0.002
0.016
0.024
0.024
Mo Ni V Ti Nb Co Fe
0.005 0.023 0.015 0.008 0.017 0.009 Bal.
Tabla 4. 6 Propiedades mecánicas del electrodo revestido Broco Underwater Souft Touch
E7014 (54).
Fabricante Especificación AWS Clasificación AWS Resistencia a la
tensión (PSI)
AWS E7014 A5.1 E7014 70,000
4.4 Caracterización microestructural
Para el análisis metalográfico de los cordones de soldadura realizados a las
diferentes profundidades se procedió a la extracción de muestras de material
del acero ASTM A36, utilizando una cortadora de disco de carburo de silicio de
cinco pulgadas de diámetro marca Discotom-2 Struers. En la Figura 4. 4 se
muestran macrografías de las soldadura multipasos con un promedio de 17
cordones y un área de 145 mm2 de soldadura, tomadas a cada una de las
probetas a profundidades de 10, 20, 30 y 40 m, a, b, c y d respectivamente.
99
Figura 4. 4 Macrografías de cada una de las probetas soldadas a profundidades de a) 10 m b)
20 m c) 30 m y d) 40 m.
Se empleó una probeta por cada profundidad y se prepararon en una
desbastadora de disco marca Knuth-Rotor 2 Struers utilizando lijas de Carburo
de Silicio (SiC) con tamaño de grano de 120, 240, 320, 400 y 600
partículas/plg2 y pulidas en un equipo de marca Planopol Struers aplicando una
suspensión de pasta de diamante de 1 μm y posteriormente en silica coloidal
de 0.05 μm. Seguido del revelado de la microestructura mediante el reactivo
HNO3 al 5% (Nital) por 10 seg. Finalizando con la observación de la
microestructura obtenida, a través de un microscopio Olympus PMG-3, con
cámara equipada marca HITACHI KP-D50 y el MEB (Microscopio electrónico
de barrido) INCA x-sight modelo 7573. Se tomaron aproximadamente 6 fotos
en la ZAC y el metal de aporte en la zona central transversal de cada una de
100
las probetas, con el fin de poder realizar la cuantificación de fases con la ayuda
del software AxioVision Rel. 4.8. De forma adicional se observaron inclusiones
de escoria y de oxidos en cada una de las probetas, estas muestras se
prepararon sin ataque químico.
A continuación se procedió a la cuantificación de la porosidad en los
cordones de soldadura, tomando cada una de las probetas de la metalografía
de cada una de las profundidades y dividiéndolas en dos partes, y llevando
hasta acabado espejo cada una de las caras de las dos probetas obtenida por
cada profundidad y con la ayuda de un estereoscopio Olympus SZX10, con el
cual se tomaron fotos con una cámara Olympus LG-PS2, y con la ayuda de
software AxioVision Rel. 4.8 se midieron las áreas de los poros y del cordón de
soldadura para poder determinar el porcentaje de porosidad en cada uno de los
cordones soldados a 10 m, 20 m, 30 m y 40 m de profundidad. En la Figura 4. 5
se muestran las imágenes generadas por el software AxionVision Rel. 4.8 de la
cuantificación del porcentaje de la porosidad.
101
Figura 4. 5 Cuantificación de porosidad de cada una de las probetas con la ayuda del software
AxionVision rel 4.8 en a) probeta de 10 m b) probeta de 30 m c) probeta de 30 m y d) probeta
de 40 m.
4.5 Pruebas de dureza y ensayos mecánicos
Conforme a la Figura 4. 6 se extranjeron las probetas para realizar las
pruebas mecánicas correspondientes a cada una de éstas. Se soldaron por
MMAW a profundidades de 10, 20, 30 y 40 m.
102
Figura 4. 6 Representación esquemática del seccionamiento del cupón realizado con
soldadura húmeda utilizando el proceso MMAW.
Las pruebas de dureza Vickers se llevaron a cabo de acuerdo a la norma
ASTM E384 con durómetro Future Tech FM7, aplicando una carga de 500 gr
con una frecuencia de 0.5 mm, donde se realizaron dos líneas de identación
con una separación entre ellas de 3.0 mm como se muestra en la Figura 4. 7
donde se ilustra la posición de las identaciones realizadas y la microestructura
asociada a las identaciones que presentan mayor diferencia en la dureza, para
la probeta de 30 m.
Lo cual se realizo para cada una de las profundidades permitiendo
identificar las fases presentes y su cuantificación. La medición de dureza
permitio generar perfiles asociados a las diferentes zonas de la unión al ser
registradas de forma transversal a la unión.
103
Figura 4. 7 Microdurezas realizadas a la probeta de 30 m y sus micrografías asociadas a los
valores mas criticos.
Las pruebas de impacto transversal Charpy “V” Noutch (CVN) se
efectuaron, conforme al requerimiento de la especificación ASTM E 23, en la
Figura 4. 8 se muestra un esquema representativo de las dimensiones de las
pruebas de impacto, con una maquina Tinius Olsen de 256 J de capacidad
máxima. En la Figura 4. 9 se muestra una fotografía de la maquina utilizada
para realizar las pruebas de impacto.
104
Figura 4. 8 Esquema representativo de las dimensiones de las probetas de impacto.
Figura 4. 9 Maquina de prueba de impacto.
Se realizaron pruebas de tensión con una maquina Tinius Olsen Super L290
con una carga de 600 KN, las muestras se maquinaron con las dimensiones en
conformidad de la norma ASTM E08. En la Figura 4. 10 se muestran las
dimensiones de las probetas de tensión de acuerdo al AWS D3.6. En la Figura
4. 11 a) se muestra la maquina utilizada para realizar los ensayos de tensión y
en b) las probetas de tensión después de la fractura.
Figura 4. 10 Esquema representativo de las dimensiones de las probetas de tensión.
105
Figura 4. 11 a) maquina utilizada para realizar las pruebas de tensión con capacidad de 600
KN y b) Probetas de tensión.
4.6 Resultados
4.6.1 Resultados de la porosidad e inclusiones
En la Figura 4. 12 se muestran los resultados del porcentaje de porosidad
cuantificado en cada una de las probetas soldadas a profundidades de 10, 20,
30 y 40 m en donde se observa que a 10 m de profundidad el porcentaje de
porosidad es de 0.20%, teniendo un incremento significatico de 1.72% de los
20 m a los 30 m de profundidad, y a los 40 m es de 1.82%.
Se observa que el porcentaje de porosidad va en aumento con respecto al
aumento de la profundidad, comprobando lo señalado en las investigaciones
realizadas por E.A., Silva, Stephen Liu, Rowe M. D., Reynolds T. J. y Rowe
Mark (31) (32) (18) (4), pero no se encontraron resultados similares a los
obtenidos por Mark Rowe y Stephen Liu en base a la Figura 2. 17 que señala
que a la profundidad de 10 m el procentaje de porosidad es de 0.6% mientras
que a los 40 m este aumentaba hasta los 4.4%, observándose un aumento
106
significativo de la porosidad a partir de los 20 m con un porcentaje de 1.8% y a
los 30 m de 3% respectivamente.
En la Figura 4. 13 se puede observar que al aumentar la profundidad la
forma del poro pasa de ser esferica a tomar una forma cilíndrica alargada
aumentando su tamaño conforme aumenta la profundidad.
En la Figura 4. 14 considerando el ajuste a una dimensión redonda de los
poros y comparando su magnitud se observa como el tamaño del poro va en
aumento con la profundidad, los poros de la probeta de 10 m tienen un radio
aproximadamente de 0.085 mm mientras que el radio del poro a los 30 m
incrementa a 0.19 mm aproximadamente y a los 40 m es de 0.22 mm
aproximadamente, notándose un aumento de 0.135 mm desde los 10 m hasta
los 40 m de profundidad.
Figura 4. 12 Porcentaje de porosidad en relación con la profundidad, en soldadura húmeda
realizada a profundidades de 10 m, 20 m, 30 m y 40 m en acero ASTM A36 con Broco
Underwater Souft Touch E7014.
0.20 0.35
1.72 1.82
0.00
0.50
1.00
1.50
2.00
0 10 20 30 40 50
% d
e P
oro
sid
ad
Profundidad, m
Relación Porosidad-Profundidad
107
Figura 4. 13 Macrografías donde se muestra la morfología de los poros a diferentes
profundidades.
Figura 4. 14 Relación profundidad-radio del poro.
En la Figura 4. 15 se muestran las inclusiones de escoria observadas en la
probeta de 40 m, en una zona de porosidad. Dichas inclusiones encontradas en
los cordones de soldadura promueven la perdida de propiedades mecánicas
como la resistencia y la tenacidad. Se tiene conocimiento de que las
0.085
0.16
0.19
0.22
0
0.05
0.1
0.15
0.2
0.25
0 10 20 30 40 50
Dia
metr
o, m
m
Profundidad, m
Relación profundidad-radio del poro
108
inclusiones de escoria se deben principalmente por una mala limpieza de los
cordones de soldadura entre cordón y cordón así como las velocidades de
enfriamiento de la soldadura húmeda.
Figura 4. 15 Inclusión de escoria vista a 50X, en la probeta de 40 m.
4.6.2 Resultados de pruebas mecánicas
En la Figura 4. 16 se muestran los resultados de las pruebas de tensión
realizadas a diferentes profundidades, en la que se observa que a los 10 m la
resistencia a la tensión es de 488 MPa mientras que a los 20 m aumenta a 498
MPa y esta decrece ligeramente a profundidades de 30 m con 494 MPa y 40 m
con 486 MPa. Los resultados obtenidos confirman que conforme aumenta la
profundidad la resistencia a la tensión tiende a disminuir, como se localizo en la
revisión bibliográfica, notándose un incremento de la tensión a los 20 m, por lo
cual seria necesario realizar más pruebas a 20 m para confirmar los resultados
obtenidos.
109
Figura 4. 16 Resultados de las pruebas de tensión en relación con la profundidad en cupones
soldados con el proceso MMAW.
Mientras que en la Figura 4. 17 se muestran los resultados de las pruebas
de impacto realizadas en el metal de aporte de la soldadura, donde se muestra
un comportamiento similar a la Figura 4. 16 de las pruebas de tensión. En
donde se muestra como la tenacidad va decayendo desde un máximo de 40.7
J a 20 m hasta los 32.7 J a los 40 m, teniendo una disminución de la tenacidad
de 8 J, presentándose la tenacidad más baja a los 10 m con una energía de
23.7 J.
De forma similar sucede con la Figura 4. 18 donde se muestra los
resultados de las pruebas de impacto realizadas en la ZAC de la soldadura en
relación con la variación de la profundidad, se observa que a los 10 m la
tenacidad es de 47.0 J aumentado a los 20 m hasta el máximo de 82.0 J y
decayendo a los 30 m y 40 m hasta 62.7 J, siendo esta una diferencia de 35 J
entre la tenacidad máxima y la menor registrada. Lo cual sugiere que la
tenacidad en la ZAC tiene una variación más significatica que en la zona del
cordon de soldadura.
488
498
494
486
480
482
484
486
488
490
492
494
496
498
500
10 20 30 40Resis
tencia
a la t
ensió
n,
MP
a
Profundidad, m
Relación profundidad-resistencia a la tensión
110
Figura 4. 17 Resultados de las pruebas de impacto en el metal de aporte de la soldadura, en
relación con la profundidad en cupones soldados con el proceso MMAW.
Figura 4. 18 Resultados de las pruebas de impacto en la ZAC de la soldadura en relación con
la profundidad en cupones soldados con el proceso MMAW.
4.6.3 Resultados de microdureza
23.7
40.7
36.0 32.7
0.0
5.0
10.0
15.0
20.0
25.0
30.0
35.0
40.0
45.0
10 20 30 40
Pru
eba C
harp
y,
Joule
s
Profundidad, m
Prueba Charpy en la soldadura
47.0
82.0 75.3
62.7
0.0
10.0
20.0
30.0
40.0
50.0
60.0
70.0
80.0
90.0
10 20 30 40
Pru
eba C
harp
y,
Joule
s
Profundidad, m
Prueba Charpy en la ZAC
111
En la Figura 4. 19se muestra el perfil de dureza realizado a la probeta de 10
m, en el cual se puede apreciar que la dureza en el metal base no vario mucho
con respecto a la dureza obtenidas en el cordon de soldadura.
En la Figura 4. 20 se observa un perfil de las microdurezas promedio
obtenidas en la ZAC, donde las probetas soldadas a 20 y 40 m presentan las
durezas inferiores de 178 HV en promedio, mientras que la probeta de 10 m
presenta la dureza mas alta de 242 HV y la probeta de 30 m mantiene una
dureza promedio de 200 HV. Estas duezas se asocian a las microestructuras
presentes en la ZAC, una explicación para las durezas bajas de 20 m es que
en la matriz microestructural presenta ferrita en bloques con ferrita acicular,
mientras que la probeta de 10 m presenta un 40% de ferrita wimanstätten y
trazas de bainitina.
Figura 4. 19 Perfil de microdurezas realizadas a la probeta de 10 m.
112
Figura 4. 20 Perfil de microdureza en la ZAC en soldadura húmeda MMAW a diferentes
profundidades.
En la Figura 4. 21 se muestran las microdurezas obtenidas en el metal de
aporte de la soldadura húmeda, la cual mantiene una dureza igual o superior a
la del acero A36 de 157 HV, en las cuatro profundidades se denota un
comportamiento similar, en la probeta de 40 m presenta incremento de dureza
hasta de 259 HV, esto se puede explicar que son zonas en la Figura 4. 22
donde se puede apreciar la zona de la identación se encuentra ferrita
wimanstätten.
0
50
100
150
200
250
300
0.2 0.4 0.6 0.8 1 1.2 1.4 1.6
Mic
rodure
za,
HV
Distancia, mm
Microdureza en la ZAC
10 M
20 M
30 M
40 M
113
Figura 4. 21 Perfil de microdureza en el metal de aporte en soldadura húmeda MMAW a
diferentes profundidades.
Figura 4. 22 Identación realizada a 40 m de profundidad en el metal de aporte.
4.6.4 Resultados de metalografia
Se realizaron micrografías en la ZAC y en el metal de aporte de la soldadura
de cada una de las profundidades analizadas en el caso de estudio, en la
Figura 4. 23 se muestran micrografías realizadas al acero A36 en a)
microscopio óptico a 50X y en b) MEB (Microscopio Electrónico de Barrido) a
0
50
100
150
200
250
300
0 2 4 6 8 10
Mic
rodure
za,
HV
Distancia , mm
Microdurezas en el metal de aporte
10 M
20 M
30 M
40 M
114
1500X, donde se observa una matriz de ferrita-perlita con una dureza promedio
de 157 HV.
Figura 4. 23 Micrografías obtenidas del acero A36 en a) microscopio óptico a 50X atacada con
Klemm´s y en b) en el MEB a 1500X atacado con Nital al 5%, en el cual se puede apreciar una
matriz ferrita (F)-perlita (P).
En la Tabla 4. 7 se muestra micrografías tomadas a 50X de cada una de las
profundidades estudiadas, en la ZAC y el metal de aporte (MA), la identificación
de las microestructura es de vital importancia para la realización de la
cuantificación de fases, como se observa en la ZAC a profundidades de 10 m
está constituida por ferrita Widmanstatten, martensita en bloque, ferrita en el
límite de grano (FLG) así como ferrita en bloques, mientras que en la matriz del
metal de aporte en su mayoría se encontró ferrita acicular, ferrita en bloques y
FLG, las mismas microestructuras se presentan en las otras profundidades en
diferentes porcentajes, también se observó en la probeta de 40 m la presencia
de microgrietas en la ZAC, donde las fases presentes fueron ferrita
Widmanstätten y martensita en bloques.
En la Tabla 4. 8 se muestra micrografías tomadas en el MEB, donde se
observan las microestructuras en las zonas de la ZAC y el MA de cada una de
las profundidades realizadas con soldadura húmeda.
115
Tabla 4. 7 Microestructuras representativas de los cordones de soldadura a profundidades de
10, 20, 30 y 40 m.
Profundidad ZAC Metal de aporte (MA)
10 m
20 m
30 m
116
40 m
F: Ferrita
FW: Ferrita wimanstätten
FA: Ferrita acicular
M: Martensita en bloque
FLG: Ferrita en el limite de grano
FP: Ferrita poligonal
BS: Bainita superior
BI: Bainita inferior
117
Tabla 4. 8 Micrografías tomadas en el MEB, donde se muestran las microestructuras en la ZAC
y el MA en cordones soldados a diferentes profundidades con soldadura húmeda MMAW.
Micrografías a 10 m
Micrografías a 20 m
Micrografías a 30 m
Micrografías a 40 m
118
Los resultados de la cuantificación de fases se muestran en las Figura 4. 24
y Figura 4. 25. En la Figura 4. 24 se muestra la variación del porcentaje de
fases con respecto a la profundidad, las fase presentes en el metal de aporte
del cordon de soldadura presentan un mayor porcentaje de ferrita en bloque y
ferrita acicular, sin presencia de martensita y bainita.
La ferrita en bloques es una de la fases que presenta una mayor variación
en funcióna la profundidad de soldadura, a los 10 m de profundidad se tiene un
75% y aumenta hasta 95% a los 30 m.
Mientras que a 20 m presenta un contenido de ferrita en bloque de 73% así
como de ferrita acicular de un 17% y tan solo con un 3% de ferrita
wimanstätten, siendo esta la profundidad con más contenido de ferrita acicular
y FLG y menor contenido de ferrita wimanstätten.
Mientras que en la Figura 4. 25 se muestran las microestructuras presentes
en la ZAC, donde se observa que existe un aumento de la ferrita wimanstätten
conforme aumenta la profundidad. A 10 m el contenido de FW es de un 40%
incrementando hasta un 65% a 40 m, asi como los contenidos de ferrita
acicular se mantiene en la probeta de 20 y 40 m con un promedio de 9%.
La martensita en bloque y la bainita se hacen presentes en las probetas de
10, 30 y 40 m encontrando el valor máximo de 1.8% a la mayor profundidad
cabe hacer destacar que estas fases fueron encontradas principalemnet en
zonas entre pasos. En los contenidos de la ferrita en bloque se mantiene
constante a profundidades de 10, 20 y 30 m con un 50% y disminuye a los 40
m hasta 26%. Mientras que la FLG a los 20 m presenta el mas alto contenido
hasta un 6% y esta va en disminución hasta menos de 1% a los 40 m de
profundidad.
119
Figura 4. 24 Relación microestructura-profundidad presentado en el metal de aporte en
soldadura húmeda.
0.00
20.00
40.00
60.00
80.00
100.00
5 10 15 20 25 30 35 40 45
Fase %
Profundidad, m
F FA FW FLG M B
120
Figura 4. 25 Relación microestructura-profundidad presentado en la ZAC en soldadura
húmeda.
4.7 Análisis de resultados
En la Tabla 4. 9 se muestra el resumen de los resultados obtenidos de las
pruebas mecánicas, porosidad y la microestructura de cada una de las
probetas soldadas a profundidades de 10, 20, 30 y 40 m con el proceso
MMAW, donde se puede observar que conforme aumenta la profundidad la
resistencia a la tensión así como la tenacidad en la ZAC de las uniones
soldadas van en disminución lo cual concuerda con lo reportado por M. Rowe
and S. Liu (4), dicho comportamiento se atañe a que conforme aumenta la
profundidad el porcentaje de porosidad va en aumento tal como lo reporta E.A.,
Silva, Stephen Liu y otros investigadores (31) (32) (18) (4), este
comportamiento es muy apreciable en las probetas de 30 y 40 m de
profundidad, las cuales presentaron un deimiento en la resistecia a la tensión
0.00
10.00
20.00
30.00
40.00
50.00
60.00
70.00
80.00
5 10 15 20 25 30 35 40 45
Fase %
Profundidad, m
F FA FW FLG M B
121
debido al porcentaje de porosidad que presentaban de 1.72% y 1.82%
respecivamente.
Este fenómeno puede ser asociado a la disociación del agua en H y O así
como la formación de CO(g) y CO2(g) que quedan atrapados en el cordón de
soldadura esto debido a la velocidad de enfriamiento de la soldadura (32), así
mismo la inclusión de escoria observada en los cordones de soldadura debido
a una mala limpieza por parte del buzo/soldador entre pase y pase de los
cordones de soldadura, anuado a esto el tamaño del poro a estas
profundidades es mayor que a las profundidades de 10 y 20 m.
De forma adicional, la tenacidad en el metal de aporte no tiene una variación
significativa con el aumento de la profundidad, mientras que en la ZAC la
variación es muy notable conforme aumeta la profundidad, este
comportamiento se puede realcionar a los altos porcentajes de ferrita en
bloques en la zona del metal de aporte y la presencia de ferrita wimanstätten
en la ZAC la cual el procentaje va en aumento con la profundidad.
Otra explicación para la disminución de las propiedades mecánicas
conforme aumenta la profundidad es la relación microestructura-profundidad se
obtiene de los resultados de la cuantificación de fases es que conforme
aumenta la profundidad disminuye los contenidos de ferrita en bloque, FA y
FLG y aumentan los contenidos de FW, martensita y bainita, estas últimas
fases se encontraron en porcentajes menores a 1% y promueven la fragilidad
por hidrógeno lo cual explica la presencia de microgrietas en el cordón de
soldadura realizado a 40 m de profundidad, como lo señalo Pereira Pessoa y
colaboradores.
Aunque se observo una mejoría en pruebas de tensión, impacto y dureza a
los 20 m un comportamiento que no se esperaba con base a lo reportado por la
literatura, tal comportamiento se debió a que presento altos contenidos de
122
ferrita en bloque hasta un 73% en el metal de aporte y un 48% en la ZAC, asi
como un 17% de FA en la ZAC y 13% en el metal de aporte, además de
presentar un porcentaje de porosidad de 0.35% el cual es muy bajo con
respecto a los porcentajes registrados a profundidades de 30 y 40 m. Por lo
cual en un trabajo futuro sería imprescindible contar con más cupones de
soldadura a 20 m para corroborar dicho comportamiento.
Tabla 4. 9 Tabla de resultados de las pruebas mecánicas y microestructura de las probetas
soldadas por el proceso MMAW a 10, 20, 30 y 40 m.
Muestra Clasificación
AWS Profundidad, M
(Ft) % Porosidad
Microestructura ZAC*
Tensión
Pruebas de impacto
Soldadura ZAC
(MPa) (Joule) (Joule)
M1 E7014 10 (33) 0.20 F+FW 488 23.7 47.0
M2 E7014 20 (66) 0.35 F+FW 498 40.7 82.0
M3 E7014 30 (98) 1.72 F+FW 494 36.0 75.3
M4 E7014 40 (131) 1.82 FW 486 32.7 62.7
Además los resultados mostrados de la prueba de microdurezas realizadas
a cada uno de los cordones de soldadura, muestra que la dureza no varía
mucho con respecto a la del acero A36, pero se observo en la ZAC de 10 m
presento un incremento en la dureza y una resistencia a la tensión de 488 MPa
así como una tenacidad de 23.7 J, esto se debió a que presento altos
contenidos de FW en la ZAC.
También se observaron algunos picos en las lectura de las microdurezas lo
cual se puede explicar que las identaciones se ubicaron en zonas de
entrepasos donde se observó la presencia de FW y martensita.
123
CAPÍTULO 5
CONCLUSIONES
En base al análisis de la revisión bibliográfica y el caso de estudio se puede
concluir lo siguiente:
En los procesos de reparación de componentes estructurales por
excelencia usado en soldadura en ambiente marino es el proceso
MMAW, debido a su eficiencia en el tiempo y bajo costo.
La literatura indica que la soldadura húmeda en aceros estructurales con
CE<0.37% al variar la profundidad cerca de la superficie el metal de la
soldadura presenta ferrita en límite de grano (GBF) con un 10 a 20% de
bainita superior y martensita, con el aumento de la profundidad las
cantidad de GBF decrece aprox. 50% e incrementa la bainita superior,
124
ferrita widmanstätten y martensita. Cabe indicar que en la cuantificación
realizada en el caso de estudio esto no concuerda en su totalidad.
La adición de elementos aleantes tales como boro, titanio y un control
adecuado del contenido de oxígeno y manganeso se promueve la
formación de ferrita acicular lo cual impacta en el incremento de la
tenacidad del cordón de soldadura.
Al usar electrodos con alto contenido de carbonato de calcio pueden
promover un incremento de carbono en la superficie de la soldadura al
ser aplicada a mayores profundidades.
La porosidad, incremento de inclusiones de óxidos y atrapamiento de
escoria, así como la perdida de elementos aleantes como silicio
y manganeso promovedores de ferrita acicular, son factores que
impactan en la disminución de las propiedades mecánicas.
Existe una relación profundidad-propiedades mecánicas en soldadura
húmeda, al aumentar la profundidad las propiedades mecánicas van en
disminuyen, manteniéndose las propiedades del metal de aporte
constante.
En función del caso de estudio se mostró que la relación profundidad-
microestructura en aceros estructurales con CE<0.37%, la ZAC presenta
un incremento del contenido de FW conforme aumenta la profundidad.
Mientras el contenido de ferrita en bloque y FLM no existe variación
significativa y se observo la presencia de martensita en bloques y bainita
en porcentajes <1%. La matriz tanto en el metal de aporte y en la ZAC
es la ferrita en bloque.
125
El comportamiento mecánico observado a los 20 m, es superior al resto
de los componentes, sin embargo existe una amplia gama de variables
que pudieron influir en su comportamiento principalmente los que se
refieren a la sanidad de la unión. Se recomienda realizar algún tipo de
diseño de experimento o análisis estadístico con su respectiva validación
para enriquecer futuros trabajos.
126
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130
ÍNDICE DE TABLAS
Tabla 2. 1 Diámetros de los cables recomendados para soldar bajo el agua (10). ............ ¡Error! Marcador no definido.
Tabla 2. 2 Grupo de aceros estructurales conforme con el límite mínimo de cedencia especificado (19). .......................................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Tabla 2. 3 Requerimientos mínimos de tenacidad de aceros estructurales (19). ............... ¡Error! Marcador no definido.
Tabla 2. 4 Efecto de los elementos aleantes en aceros estructurales (22). ..¡Error! Marcador no definido.
Tabla 2. 5 Variación de la temperatura con respecto de la profundidad en el Golfo de México (29). ............................................................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Tabla 2. 6 Punto de ebullición del agua a diferentes profundidades del mar (2). ............... ¡Error! Marcador no definido.
Tabla 2. 7 Basicidad de la escoria, con electrodos recubiertos con Fe-Mn, Fe-Ti-Br y REM a 61 m (200 ft) (23). .............................................................................. ¡Error! Marcador no definido.
Tabla 2. 8 Resumen de la difusión del contenido de hidrógeno en la soldadura húmeda con el proceso MMAW (25). .................................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Tabla 2. 9 Tabla generada por el programa Reaction Equations, donde muestra valores para K, para la reacción química de H2O, cortesía de COMIMSA. ........... ¡Error! Marcador no definido.
Tabla 2. 10 Tabla generada por el módulo Reaction Equations, donde muestra valores para K, para la reacción química CO, cortesía de COMIMSA. ................. ¡Error! Marcador no definido.
Tabla 4. 1 Parámetros utilizados para la realización de los cupones de soldadura húmeda. .... 95
Tabla 4. 3 Composición química del acero ASTM A36 de acuerdo a las especificaciones ASTM (53). ............................................................................................................................................. 96
131
Tabla 4. 4 Composición química de acuerdo a los resultados del análisis químico realizado a la placa del acero ASTM A36. ........................................................................................................ 97
Tabla 4. 5 Propiedades mecánicas del ASTM A36 de acuerdo a las especificaciones ASTM (53). ............................................................................................................................................. 97
Tabla 4. 6 Composición química del electrodo revestido Broco Underwater Souft Touch E7014. .................................................................................................................................................... 98
Tabla 4. 7 Propiedades mecánicas del electrodo revestido Broco Underwater Souft Touch E7014 (54)................................................................................................................................... 98
Tabla 4. 8 Microestructuras representativas de los cordones de soldadura a profundidades de 10, 20, 30 y 40 m. ..................................................................................................................... 115
Tabla 4. 9 Micrografías tomadas en el MEB, donde se muestran las microestructuras en la ZAC y el MA en cordones soldados a diferentes profundidades con soldadura húmeda. ............... 117
Tabla 4. 10 Tabla de resultados de las pruebas mecánicas y microestructura de las probetas soldadas por el proceso MMAW a 10, 20, 30 y 40 m. .............................................................. 122
132
ÍNDICE DE FIGURAS
Figura 1. 1 Buzos soldadores de las fuerzas navales de la Segunda Guerra Mundial. Foto: malevomedina.com.ar (1). ............................................................ ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 1 Soldadura húmeda (10). ............................................. ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 2 Soldadura húmeda del refuerzo del anillo de una estructura tubular (2). ......... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 3 Soldadura seca: a) muestra el hábitat seco b) se muestra el interior del hábitat seco (2). ................................................................................................. ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 4 Esquema del proceso de soldadura MMAW (14). ...... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 5 Vista vertical de una plataforma marina fija, donde se muestran sus secciones así como los materiales de los que se fabrican (19). ......................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 6 Relación entre el tiempo de enfriamiento crítico de 800 °C a 500 °C y la resistencia última a la tensión de varios aceros estructurales (25). ............... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 7 Curvas de enfriamiento (efecto del espesor de la placa) (26). ....¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 8 Cuervas de enfriamiento (efecto de la velocidad de avance de la soldadura) (26). ...................................................................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 9 Esquema que muestra el crecimiento dendrítico de una aleación en una posición fija en diversas etapas de la solidificación (27). ................................. ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 10 Efecto del gradiente de temperatura G y la velocidad de crecimiento R sobre el tipo de solidificación (4). ...................................................................... ¡Error! Marcador no definido.
133
Figura 2. 11 Crecimiento competitivo en la zona de fusión. Las flechas en los granos del metal base indican la dirección de fácil crecimiento de <100> (27). ...... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 12 Representación gráfica de la variación de la presión respecto de la profundidad (28). ............................................................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 13 Efecto de la profundidad sobre la porosidad en uniones soldadas en ambiente marino (18). ................................................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 14 Macrografías de A) superficie, B) soldadura seca hiperbárica y C) soldadura húmeda (2). ................................................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 15 Efecto de la basicidad de la escoria sobre la difusión del hidrógeno en función del contenido de hidrógeno en la escoria (18). ................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 16 Porosidad en el metal de soldadura en función de la profundidad y la adición de titanio y boro (4). ........................................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 17 Porosidad en el metal de soldadura en función de la profundidad y la adición de REM (4). ........................................................................................ ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 18 Porosidad del metal de soldadura en función de la basicidad de la escoria (4). ...................................................................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 19 Difusión del hidrógeno desde el metal base a la ZAC durante la soldadura (27). ...................................................................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 20 Grieta en la ZAC de una soldadura bajo el agua con electrodo E7018 en un acero ST52, atacado con Nital a 128X (25). ........................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 21 Graficas del comportamiento del hidrógeno a) La curva muestra como varía la cantidad de H en el metal depositado en función del hidrógeno en la atmósfera del arco b) Muestra la solubilidad del hidrógeno en el Fe a distintas temperaturas (37). .... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 22 Efecto de los parámetros de soldadura sobre el contenido de hidrógeno en el metal de soldadura, en soldadura húmeda, en a) se muestra la influencia del voltaje y en b) la influencia del amperaje (38). ......................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 23 Efecto del calor de entrada sobre la difusión del hidrogeno, para el proceso MMAW (39). ............................................................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 24 Efecto de la adición de las ferroaleaciones en el electrodo base rutilo en el contenido de oxígeno en el metal de soldadura, de una soldadura de ranura en V (4). ..... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 25 Contenidos de manganeso y silicio en función de la profundidad de la soldadura húmeda (2). ................................................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 26 Variación de los elementos de aleación en la soldadura húmeda con la profundidad del agua (40; 41). ...................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 27 Variación del contenido del oxígeno y el manganeso con la profundidad en la soldadura marina (16). .................................................................. ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 28 Contenido de carbono del metal de soldadura agua en función de la profundidad (41). ............................................................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 29 Diagrama de transformación hipotético donde se observan las diferentes fases de transformación hasta llegar a temperatura ambiente (42). ........... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 30 Ferrita primaria idiomórfica y alotriomórfica (43). ..... ¡Error! Marcador no definido.
134
Figura 2. 31 Ferrita widmanstätten primaria y secundaria (43). ... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 32 Ferrita acicular (AF) nucleando en las inclusiones del grano austenítico y ferrita alotromorfica (FA) observada a 50X (44). ..................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 33 Bainita creciendo en el límite de grano austenítico e inclusiones (43). .......... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 34 Esquema de la morfología de la microestructura de la bainita superior e inferior (46). ............................................................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 35 Ferrita superior en un acero 4360 transformada a 495 °C, micrografía electrónica de barrido (46). .............................................................................. ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 36 Bainita inferior en un acero al carbono con 1.10% C transformada a 190 °C por 5 horas a) micrografía óptica b) micrografía electrónica de transmisión (48). .¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 37 a) Martensita en listón en acero recién templado Fe-0.09C a 500 X, b) Martensita de placas en una aleación Fe-22.5 Ni-4C a 150 X (45). ............... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 38 Algunas microestructuras del depósito de soldadura húmeda (2). ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 39 Acero bajo carbono con depósito de soldadura de 80% de ferrita acicular AF, soldado a 13 m (140 ft) (2). ........................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 40 Influencia de los contenidos oxígeno y manganeso en el metal de soldadura sobre la templabilidad del metal de soldadura (41). ............................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 41 Diagrama CCT hipotético e influencia de la velocidad de enfriamiento sobre la microestructura del metal de soldadura para aceros ferrítico (16). ...............¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 42 Porcentaje constituyente de la microestructura del metal de soldadura en función de la profundidad, para soldadura húmeda (41). .......................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 43 Diagrama predictivo de la microestructura del metal de soldadura para soldadura húmeda (33). ................................................................................. ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 44 Fracción de volumen de microestructura constituyente en función del carbonato de calcio, en soldadura húmeda (33). ................................................ ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 45 a) Resistencia a la tensión y b) la tenacidad a diferentes profundidades (18). ...................................................................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 46 Resistencia a la tensión a diferentes profundidades en función de la adición de tres diferentes ferro-aleaciones en el fundente del electrodo base-rutílico: Fe-Mn, Fe-Ti-B y Fe-Si-REM (4). ....................................................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 47 Dureza del metal de soldadura de acuerdo con el contenido de carbonato de calcio en soldadura húmeda (33). ........................................................... ¡Error! Marcador no definido.
Figura 2. 48 Resultados de la pruebas de impacto Charpy en función del contenido de níquel en el metal de soldadura (2). ........................................................ ¡Error! Marcador no definido.
Figura 4. 1 Metodología del desarrollo experimental. ................................................................. 94
Figura 4. 2 Cámara hiperbárica presurizada con capacidad de 300 m de profundidad, desarrollada para realizar soldadura húmeda, Cd. Del Carmen, Campeche, México. .............. 95
135
Figura 4. 3 Diseño de la junta con bisel en “V” con respaldo, para la realización de los cupones de soldadura en acero ASTM A36. ............................................................................................. 96
Figura 4. 4 Macrografías de cada una de las probetas soldadas a profundidades de a) 10 m b) 20 m c) 30 m y d) 40 m. .............................................................................................................. 99
Figura 4. 5 Cuantificación de porosidad de cada una de las probetas con la ayuda del software AxionVision rel 4.8 en a) probeta de 10 m b) probeta de 30 m c) probeta de 30 m y d) probeta de 40 m. .................................................................................................................................... 101
Figura 4. 6 Representación esquemática del seccionamiento del cupón realizado con soldadura húmeda utilizando el proceso MMAW. ..................................................................................... 102
Figura 4. 7 Microdurezas realizadas a la probeta de 30 m y sus micrografías asociadas a los valores mas criticos. .................................................................................................................. 103
Figura 4. 8 Esquema representativo de las dimensiones de las probetas de impacto. ........... 104
Figura 4. 9 Maquina de prueba de impacto. ............................................................................. 104
Figura 4. 10 Esquema representativo de las dimensiones de las probetas de tensión. .......... 104
Figura 4. 11 a) maquina utilizada para realizar las pruebas de tensión con capacidad de 600 KN y b) Probetas de tensión. .......................................................................................................... 105
Figura 4. 12 Porcentaje de porosidad en relación con la profundidad, en soldadura húmeda realizada a profundidades de 10 m, 20 m, 30 m y 40 m en acero ASTM A36 con Broco Underwater Souft Touch E7014. ............................................................................................... 106
Figura 4. 13 Macrografías donde se muestra la morfología de los poros a diferentes profundidades. .......................................................................................................................... 107
Figura 4. 14 Relación profundidad-radio del poro. ................................................................... 107
Figura 4. 15 Inclusión de escoria vista a 50X, en la probeta de 40 m. ..................................... 108
Figura 4. 16 Resultados de las pruebas de tensión en relación con la profundidad en cupones soldados con el proceso MMAW. ............................................................................................. 109
Figura 4. 17 Resultados de las pruebas de impacto en el metal de aporte de la soldadura, en relación con la profundidad en cupones soldados con el proceso MMAW. ............................. 110
Figura 4. 18 Resultados de las pruebas de impacto en la ZAC de la soldadura en relación con la profundidad en cupones soldados con el proceso MMAW. .................................................. 110
Figura 4. 19 Perfil de microdurezas realizadas a la probeta de 10 m. ..................................... 111
Figura 4. 20 Perfil de microdureza en la ZAC en soldadura húmeda a diferentes profundidades. .................................................................................................................................................. 112
Figura 4. 21 Perfil de microdureza en el metal de aporte en soldadura húmeda a diferentes profundidades. .......................................................................................................................... 113
Figura 4. 22 Identación realizada a 40 m de profundidad en el metal de aporte. .................... 113
Figura 4. 23 Micrografías obtenidas del acero A36 en a) microscopio óptico a 50X atacada con Klemm´s y en b) en el MEB a 1500X atacado con Nital al 5%, en el cual se puede apreciar una matriz ferrita (F)-perlita (P). ....................................................................................................... 114
Figura 4. 24 Relación microestructura-profundidad presentado en el metal de aporte en soldadura húmeda. ................................................................................................................... 119
![Inf de Compuertas Planas Sumergidas[2]](https://static.fdocuments.ec/doc/165x107/55cf9a1d550346d033a08472/inf-de-compuertas-planas-sumergidas2.jpg)
